第五章 金属材料的强化方法
一、金属材料的基本强化途径
许多离子晶体和共价晶体受力后直到断裂，其变形都属于弹性变形。
而金属材料的应力与应变关系如图5-1所示。
它在断裂前通常有大量塑性变形。它是晶体的一部分相对于另一部分沿一定晶面晶向的相对滑动。但是，晶体的实际滑移过程并不是晶体的一部分相对于另一部分的刚性滑移。
如果是刚性的滑移，则滑移所需的切应力极大，其数值远高于实际测定值。如，使铜单晶刚性滑移的最小切应力（计算值）为1540MPa, 而实际测定值仅为1MPa。各种金属的这种理论强度与实际测定值均相差3～4个数量级。这样的结果，迫使人们去探求滑移的机理问题，即金属晶体滑移的机理是什么？20世纪20年代，泰勒等人提出的位错理论解释了这种差异。
位错是实际晶体中存在的真实缺陷。现已可以直接观察到位错。
图5-2 位错结构
图5-3 位错参与的滑移过程
位错在力τ的作用下向右的滑移，最终移出表面而消失。由于只需沿滑移面A—A改变近邻原子的位置即可实现滑移，因此，所需的力很小，上述过程很易进行。
由上述的分析可知，金属晶体中的位错数量愈少，则其强度愈高。现已能制造出位错数量极少的金属晶体，其实测强度值接近理论强度值。这种晶体的直径在1μm数量级，称之为晶须。
由位错参与的塑性变形过程似乎可得到另一结论，即金属中位错愈多，滑移过程愈易于进行，其强度也愈低。事实并不是这样。如图5-4所示。
图5-4 强度和位错与其它畸变
可见，仅仅是在位错密度增加的初期，金属的实际强度下降；位错密度继续增大，则金属晶体的强度又上升。这是因为位错密度继续增加时，位错之间会产生相互作用：1）应力场引起的阻力，如位错塞积，当大量位错从一个位错源中产生并且在某个强障碍面前停止的时候就构成了位错的塞积；2）位错交截所产生的阻力；3）形成割阶引起的阻力（两个不平行柏氏矢量的位错在交截过程中在一位错上产生短位错）；4）割阶运动引起的阻力。 金属受力变形达到断裂之前，其最大强度由两部分构成：一是未变形金属的流变应力σl，即宏观上为产生微量塑性变形所需要的应力。流变应力的大小决定于位错的易动性：晶体内部滑移面上的位错源越容易动作，运动位错在扫过晶体滑移面时所受的阻力越小，则流变应力越低；其二是因应变硬化产生的附加强度，它由塑性变形过程中应变硬化速率
变形量εf-εl来决定。所以，在断裂前的最大强度大致可按下式计算：
dσ和塑性dεσmax=σl+⎰(εlεfdσ)dε dε
工程结构材料主要是在弹性范围内使用的，因此，在构件的设计和使用中，流变应力的重要性更为突出。
对流变应力有贡献的阻力主要是两类：
1） 抑制位错源开动的应力，称之源硬化。
2） 前面谈到的阻力，这种阻力是位错开始运动之后才起作用的，对位错的运动起着妨碍的作用，称为摩擦阻力。
为了提高含有位错的晶体的流变应力所做的种种努力不外就是通过各种手段来增加这两类阻力。
金属材料中这些阻力（除点阵阻力---移动位错使它从一个平衡位置滑移到下一个平衡位置之间的位垒所需的力，也就是在完整晶体中运动时所受的摩擦阻力）是随组织的变化而大幅度变化的。一切合金化、加工和热处理所引起的流变应力的提高主要是依靠对组织敏感的阻力的变化来实现的。
点阵阻力对组织不敏感，它的大小主要决定于键合强度和点阵类型，其中共价键的点阵阻力最高，所以在诸如硅，金刚石之类的晶体中，点阵阻力构成了位错运动的主要障碍；对于金属键结合的晶体，它的点阵阻力很小，不足以构成对位错运动的主要妨碍，在考虑流变应力时可以把这个因素忽略的。
为了寻求强度更高的金属材料，原则上可以沿着下列两条道路进行探索：
（1）由于塑性变形是位错在晶体中运动的结果，而位错的易动性又是金属抗变形能力被
大大削弱的原因，所以强化金属基本的途径应该是设法提高位错运动的阻力：其一设法改变合金的键合类型，从而提高金属晶体内的点阵阻力，使位错的运动增加困难。这个方法还没有为人们所采纳，因为当晶体中的点阵阻力足以构成位错运动的主要阻力时，金属键的成分被共价键大量取代了，这样金属所拥有的一些性能上的基本优点（例如良好的塑性）往往就丧失了。其二设法在金属中引入大量的晶体缺陷，大大增加位错之间、位错和其它晶体缺陷之间的交互作用，从而阻碍位错的运动。后面要讲的方法会具体提到。
（2）制造无缺陷的完整晶体，使金属实际强度接近于理论强度。目前尚不能制得大尺寸
无位错金属，只能制造极细的金属须或丝，而且晶须的性能极不稳定，存在一定数量位错时其强度急剧下降。
在工业中所采用的方法通常是通过阻止金属晶体中位错的运动，以使金属增强。
二、形变强化
例如1， 高强度冷拉钢丝，它是工业上强度最高的钢铁制品，抗拉强度可以达到4000MPa,这就是用强烈冷变形的方法取得的。
例如 2， 图5-5为冷变形对工业纯铜性能的影响。随变形量增大，铜的屈服强度与抗拉强度提高，而塑性下降。
应变强化（形变强化）是对金属常用的方法。对于不再经受热处理并且使用温度远低于再结晶温度的金属材料，经常利用冷加工手段使金属或合金通过应变强化来提高强度。 在冷变形过程中，金属内位错密度增加，位错之间的交互作用加剧，位错运动阻力增大，从而导致金属的强度、硬度增加。这种现象称为形变强化或加工硬化。形变强化的本质在于，形变造成位错的大量增殖，位错之间的交互作用导致其运动愈加困难，从而使金属强度增加。 家庭作业：（1）冷变形金属的组织特点？
三、固溶强化
（1）固溶强化的一般规律
异类原子加入纯金属基体中构成固溶体（固溶体的概念）后，其静强度行为可概括为：
1）在应力—应变图上，合金的流变应力以及整个应力—应变曲线都向上提升，合金的应变强化能力一般比纯金属要高。
2）在一般的稀固溶体中，流变（屈服）应力随溶质浓度的变化可以用下式表示： σ=σ0+kcm
式中：σ--合金的流变应力；
σ0—纯金属的流变应力；
c---溶质的原子浓度；
k、m---常数，决定于基体和合金元素性质。
3）在同一基体中，不同溶质元素溶解度的大小鲜明地反映出它们强化效果的差异。在相同的浓度下，强度的增加是随溶质元素溶解度的倒数成正比。如果进一步分析，就会了解到溶质和溶剂两元素原子尺寸的不同，化学性质的差异，电学性质的区别等因素将直接地从本质上影响固溶体的强度。
为了解释固溶造成强化的原因，最简单的办法是假定溶质原子在固溶体中是理想均匀分布的，由于两类原子在尺寸、化学性质、电学性质等方面的差异，在点阵中任何一个溶质原子的周围都存在弹性应力场，位错在通过这种具有内应力场的晶体点阵的时候自然需要克服更大的阻力，这就是固溶原子造成强化的最简单的理由。
严格说来，用溶质原子均匀分布的模型来解释固溶强化的规律是不合适的，在一些试验现象（如屈服现象）无法解释。问题在于固溶原子并不是均匀分布的，有两种原因引起溶质原子分布的不均匀性。
1）若B原子溶入以A原子为基的金属中，这两种原子自身键合的能力和相互键合的能力往往是不同的。会引起溶质的偏聚态（如果溶质原子的键合力大，它们常常在小范围内聚合到一起，一般是在某些晶面上偏聚成片状，而偏聚区的周围则成了溶质原子贫化的区域）和有序态（如果异类原子结合的倾向大于同类原子，则两类原子将在几十个以至几百个原子的范围内以一定的排列规律结合着）。因此，在较大的尺度下观察时，固溶体的分布可以说是无序的，统计均匀的，但在足够小的体积下仍然是呈一定程度规则排列的。
2）另一个造成溶质原子分布不均匀的原因是实际晶体中存在着大量点阵缺陷、晶界和亚晶界、层错、位错等。这些缺陷影响所及的区域都是高能区域，为了降低系统的能量，合金元素有可能优先分布在点阵缺陷的附近，形成晶界的内吸附和位错周围的原子气团。因此点阵缺陷的存在更增加了溶质原子分布的微观不均匀性。
固溶体的形变比纯金属需要更大的外力，除了溶质原子应力场的影响外，上面所述的溶
质原子分布不均匀的状态也是一个组织因素，有时比前者的作用还大。可以把这种影响分解为以下几个方面：
1） 弹性因素：它包括两个内容。第一个是因溶剂和溶质原子的尺寸差异而在固溶体内引起的弹性应力场。它除了增加位错运动的摩擦阻力外，在“稀”的固溶体中突出地表现在对位错的钉扎作用上（溶质原子会在位错周围形成原子气团，这种气团将能产生与屈服现象有关的一系列效应，就象我们在低碳钢变形时常常看到的那样）。第二个是由于溶质原子的溶入，合金的弹性模量会发生变化，特别是在位错的周围形成原子气团之后，弹性常数的变化使位错应力场也发生变化，从而会引起位错和溶质原子间更大的交互作用能。
2） 电子浓度因素：电子对应力场同样是敏感的。在有弹性应力场的晶体缺陷区域电子会较多地集中到张应力地段，这样就产生了电偶极子的作用，溶质原子与带电荷的位错区域之间就有电交互作用，从而促使溶质更倾向于在位错的周围偏聚。
3） 化学因素：层错能比较低的晶体点阵中存在有堆垛层错，堆垛层错的结构与基体并不相同。异类原子溶入某基体后，除了层错能大小会变化，层错区的宽窄也跟着伸缩，从而使扩张位错的分解或合成所需的外力也要变化外，溶质原子在层错区和基体的溶解度是不一样的。晶体发生塑性变形时，当扩张位错沿滑移面平移的时候，以及它分解、合成、交集的时候，上述浓度的差异并不能和扩张位错的运动作同步的变化。由于塑性变形破坏了这种热力学的平衡，所以位错的运动同样要求外界提供更大的能量。
4） 结构因素：无论是短程有序的还是偏聚状态的固溶体，在塑性变形的同时，其有序区域或偏聚区域将遭到破坏。引起这种稳定状态破坏的塑性变形是要付出更多的能量作为代价的。
5） 大量异类原子的溶入可能改变基体的键合力，这点对于面心立方金属也许没有什么影响，因为它的 P—N力本身就很小。但在其它类型的晶体点阵中，P—N力的变化对流变应力的影响也许是不可忽视的因素。
家庭作业：何谓“屈服现象”？为什么低碳钢在变形时会产生这种现象？
四、分散强化（沉淀强化）
（1）沉淀强化的例子—铝-铜合金的时效
在各种工业部门（特别是航空工业）中，高强度铝合金已经得到广泛的应用。以铝为基的材料取得高强度的基本途径之一是依靠铝的过饱和固溶体的时效硬化。
Al-0.4wt%Cu合金是通过时效处理获得弥散强化效果的典型例子。
时效处理经过三个步骤：
第一步：固溶。首先将合金加热到溶解度曲线以上的α单相区，以获得均匀的α固溶体。
第二步：急冷。在固溶温度，合金中只含α相。将其急冷至室温时，原子没有足够的时间扩散至其潜在的形核位置，因而θ相无法形成。急冷后，合金中依然只含α相，此时，α相中的含铜量大大超过其溶解度，是一种过饱和固溶体。这是一种非平衡结构。
第三步：时效。将过饱和的α相加热到低于溶解度曲线的某一温度进行保温，这一温度即为时效温度。在平衡相θ相形成之前，非平衡相GP区和θ’会形成。它们与基体是共格的。共格析出相原子面与基体原子面是连续过渡的，基体晶格在很大区域中发生畸变。当位错移动时，即使经过共格析出相的附近区域，也会大大受阻。从而产生
强化。最后产生平衡相，仍有强化效果。
（2）基本规律
合金组织中如果含有一定数量的分散的异相粒子，它的强度往往会有很大的提高，最普通的例子就是钢中的碳化物对钢性能的影响。随着含碳量的提高，热轧钢材的抗拉强度由
2210号钢的300MN/m提高到共析钢800MN/m的数值。我们将这种由于第二相分散质点造成的
强化过程统称为分散强化。
为了要在某种金属基体中掺入另一个分散相，可以应用各种不同的工艺，概括起来通行的不外为两种：一为通过热处理手段，利用合金中的相变来产生第二相，例如钢在共析分解反应时析出碳化物相，合金时效时产生沉淀等；二为用粉末冶金的方法人为地加入分散的第二相。
产生弥散强化的第二相一般是基体金属的氧化物、氮化物、碳化物或金属间化合物，都是稳定的化合物。在弥散强化合金中，弥散相和基体并没有共格关系，两相相互溶解的能力也很差，借助于弥散强化达到高强度的材料往往是热稳定的，在热强材料的研究中这是一个很值得推荐的手段。但时效强化合金就不是这样，对这类合金的最基本要求是合金系统必需具备随着温度的上升溶解度大幅度增加的相图，而合金成分又必需处在这样的溶解度变化曲线之内。
无论采用哪种办法制备成的分散强化材料，在组织中的第二相总是以细小颗粒的形式分散分布在塑性基体之中。
（3）强化机理
当晶体中的位错在运动的前方遇到第二相质点的阻碍的时候，它可以有不同的通过质点的方式。
1）切断：这种情况多数出现在质点与基体仍然存在着共格联系的情况下。首先，当一个大小为 b的位错通过质点之后，在质点的两边就各增加一个宽度为 b的面积，这就增加了表面能；其次，如果质点是有序的话，则除了这部分表面能之外，在质点内部还会出现反相畴界，加添了一部分畴界能。第三，若质点的弹性模量大于基体（往往如此），这种模量的差别会使位错线进入质点前后的线张力发生变化，因而需要附加的能量。第四，基体和质点对位错运动的点阵阻力不同，在大多数情况下，位错在质点中运动的点阵阻力比较大。第五，相界面的弹性应力场也是位错前进的阻力之一。以上原因是质点造成强化的原因。
2）绕过：当质点长大到其尺寸已经使位错难以借切断的方式通过的时候，位错就只能用绕过的方式前进了。当移动的位错与第二相质点相遇时，受到质点的阻挡，使位错线绕着它发生弯曲。随着外加应力的增大，位错线受阻部分的弯曲加剧，以致绕着粒子的位错线在左右两边相遇，于是正负号位错彼此抵消，形成包围粒子的位错环，位错线的其余部分则越过粒子继续移动，材料由此被加强。
图5-6 位错越过质点的两种机制
五、晶界强化（细晶强化）
(1)晶界强化的现象
可通过一简单的实验来说明晶界的作用。
图5-7为仅由两个晶粒构成的试样，在经过拉伸变形后会出现明显的“竹节”现象，即试样在远离夹头和晶界中部出现明显的颈缩，而在晶界附近则难以变形。这主要是由于晶界附近为两晶粒晶格位向的过渡之处，原子排列紊乱，加之晶界处的杂质原子较多，增大了晶格畸变，因而位错在晶界附近的滑移阻力大，故难以发生变形。
发展新一代超级钢：超细化。
（2）晶界的定义
晶界是指周期性排列的点阵的取向发生突然转折的区域。根据点阵取向的突变程度不同和转折区域构造的差异，一般分为大角度晶界和小角度晶界。对于纯金属多晶体中大角晶界的厚度大约为几个原子间距，但含有异类原子的合金的晶界厚度则大得多。
（3）晶界强化的原因
由于晶界两边的晶粒取向不同，滑移一般难以从一个晶粒直接传播到取向有差异的另一个晶粒上，但多晶体变形必须满足连续性条件（以保持各晶粒之间微观的连续性），为了使邻近的晶粒也发生滑移，就必须外加以更大的力，因此，晶界就是滑移的障碍。也说明晶界阻碍变形的能力并不是晶界自身拥有很高的强度；在金属强化中，大角度晶界起的作用是主要的。
（4）霍尔—培奇(Hall—Petch)公式
可见，晶界是位错运动的障碍，因而晶粒愈细小，晶界的总面积愈大，位错的运动愈困难，材料的强度也就愈高。
Hall—Petch根据这一观点总结出金属屈服强度（流变强度、疲劳强度等）与晶粒大小的关系式：
σs=σi+kyd-1
2
式中ky是与材料有关、与晶粒大小无关的常数；d为晶粒直径；σi是位错在单晶体中运动时的摩擦阻力，它与晶粒大小无关。
上式也可运用位错塞积模型从理论上推导出来。
由上式可知，多晶体的强度高于单晶体；晶粒愈细，强度愈高。Hall—Petch公式是一应用很广的关系式，在大多数情况下可以定量地反映材料组织与强度的关系。
另外一点很重要，细化晶粒在提高金属强度的同时，也使其塑性与韧性得以提高（通常结构和工具材料对热处理后晶粒度的要求不是出于强度上的考虑，而是希望在韧性方面取得一点点好处）。晶粒愈细，单位体积中晶粒愈多，变形时，同样的变形量便可分散到更多的晶粒中，产生较均匀的变形而不致造成局部应力集中，引起裂纹的过早产生和发展。在工业上，通过压力加工和热处理使金属获得细而均匀的晶粒，是提高金属材料力学性能的有效途径。
六、相变强化
相变强化主要是指马氏体强化与贝氏体强化。尽管在很多金属和合金中都能发生马氏体型相变，但并不是所有的马氏体都具有高强度。含碳（氮）的铁合金马氏体显示出最强烈的强化（硬化）效应，因此它们是钢铁材料强化的重要途径。相变强化不是一种独立的强化机制，它实际上是固溶强化、弥散强化、形变强化、细晶强化的综合效应。
作为例子，下面对铁—镍合金马氏体的强度进行讨论。
图5-7是铁—镍合金分别在淬火和再结晶状态下的流变应力与含镍量的关系曲线。
实验指出在一般晶粒度范围内，纯铁多晶体的流变应力约为70MN/m2, 这个数值就是纯铁（单晶）本身的强度加上多晶体晶界的贡献。以此为基础，当铁中溶入镍时，再结晶过的合金的流变应力随含镍量而增加，其增量就是镍固溶强化的效果。
镍含量较低时，铁—镍马氏体的强度变化大致和再结晶过的合金平行地随镍含量的增加而增加，两根曲线有一个强度差距，这是精细结构因素引起的强化，这里包括位错密度、马氏体晶体的界面、胞壁或内孪晶界面等引起的影响。这里注意：镍含量的不同，所引起的精细结构是不同的。
第五章 金属材料的强化方法
一、金属材料的基本强化途径
许多离子晶体和共价晶体受力后直到断裂，其变形都属于弹性变形。
而金属材料的应力与应变关系如图5-1所示。
它在断裂前通常有大量塑性变形。它是晶体的一部分相对于另一部分沿一定晶面晶向的相对滑动。但是，晶体的实际滑移过程并不是晶体的一部分相对于另一部分的刚性滑移。
如果是刚性的滑移，则滑移所需的切应力极大，其数值远高于实际测定值。如，使铜单晶刚性滑移的最小切应力（计算值）为1540MPa, 而实际测定值仅为1MPa。各种金属的这种理论强度与实际测定值均相差3～4个数量级。这样的结果，迫使人们去探求滑移的机理问题，即金属晶体滑移的机理是什么？20世纪20年代，泰勒等人提出的位错理论解释了这种差异。
位错是实际晶体中存在的真实缺陷。现已可以直接观察到位错。
图5-2 位错结构
图5-3 位错参与的滑移过程
位错在力τ的作用下向右的滑移，最终移出表面而消失。由于只需沿滑移面A—A改变近邻原子的位置即可实现滑移，因此，所需的力很小，上述过程很易进行。
由上述的分析可知，金属晶体中的位错数量愈少，则其强度愈高。现已能制造出位错数量极少的金属晶体，其实测强度值接近理论强度值。这种晶体的直径在1μm数量级，称之为晶须。
由位错参与的塑性变形过程似乎可得到另一结论，即金属中位错愈多，滑移过程愈易于进行，其强度也愈低。事实并不是这样。如图5-4所示。
图5-4 强度和位错与其它畸变
可见，仅仅是在位错密度增加的初期，金属的实际强度下降；位错密度继续增大，则金属晶体的强度又上升。这是因为位错密度继续增加时，位错之间会产生相互作用：1）应力场引起的阻力，如位错塞积，当大量位错从一个位错源中产生并且在某个强障碍面前停止的时候就构成了位错的塞积；2）位错交截所产生的阻力；3）形成割阶引起的阻力（两个不平行柏氏矢量的位错在交截过程中在一位错上产生短位错）；4）割阶运动引起的阻力。 金属受力变形达到断裂之前，其最大强度由两部分构成：一是未变形金属的流变应力σl，即宏观上为产生微量塑性变形所需要的应力。流变应力的大小决定于位错的易动性：晶体内部滑移面上的位错源越容易动作，运动位错在扫过晶体滑移面时所受的阻力越小，则流变应力越低；其二是因应变硬化产生的附加强度，它由塑性变形过程中应变硬化速率
变形量εf-εl来决定。所以，在断裂前的最大强度大致可按下式计算：
dσ和塑性dεσmax=σl+⎰(εlεfdσ)dε dε
工程结构材料主要是在弹性范围内使用的，因此，在构件的设计和使用中，流变应力的重要性更为突出。
对流变应力有贡献的阻力主要是两类：
1） 抑制位错源开动的应力，称之源硬化。
2） 前面谈到的阻力，这种阻力是位错开始运动之后才起作用的，对位错的运动起着妨碍的作用，称为摩擦阻力。
为了提高含有位错的晶体的流变应力所做的种种努力不外就是通过各种手段来增加这两类阻力。
金属材料中这些阻力（除点阵阻力---移动位错使它从一个平衡位置滑移到下一个平衡位置之间的位垒所需的力，也就是在完整晶体中运动时所受的摩擦阻力）是随组织的变化而大幅度变化的。一切合金化、加工和热处理所引起的流变应力的提高主要是依靠对组织敏感的阻力的变化来实现的。
点阵阻力对组织不敏感，它的大小主要决定于键合强度和点阵类型，其中共价键的点阵阻力最高，所以在诸如硅，金刚石之类的晶体中，点阵阻力构成了位错运动的主要障碍；对于金属键结合的晶体，它的点阵阻力很小，不足以构成对位错运动的主要妨碍，在考虑流变应力时可以把这个因素忽略的。
为了寻求强度更高的金属材料，原则上可以沿着下列两条道路进行探索：
（1）由于塑性变形是位错在晶体中运动的结果，而位错的易动性又是金属抗变形能力被
大大削弱的原因，所以强化金属基本的途径应该是设法提高位错运动的阻力：其一设法改变合金的键合类型，从而提高金属晶体内的点阵阻力，使位错的运动增加困难。这个方法还没有为人们所采纳，因为当晶体中的点阵阻力足以构成位错运动的主要阻力时，金属键的成分被共价键大量取代了，这样金属所拥有的一些性能上的基本优点（例如良好的塑性）往往就丧失了。其二设法在金属中引入大量的晶体缺陷，大大增加位错之间、位错和其它晶体缺陷之间的交互作用，从而阻碍位错的运动。后面要讲的方法会具体提到。
（2）制造无缺陷的完整晶体，使金属实际强度接近于理论强度。目前尚不能制得大尺寸
无位错金属，只能制造极细的金属须或丝，而且晶须的性能极不稳定，存在一定数量位错时其强度急剧下降。
在工业中所采用的方法通常是通过阻止金属晶体中位错的运动，以使金属增强。
二、形变强化
例如1， 高强度冷拉钢丝，它是工业上强度最高的钢铁制品，抗拉强度可以达到4000MPa,这就是用强烈冷变形的方法取得的。
例如 2， 图5-5为冷变形对工业纯铜性能的影响。随变形量增大，铜的屈服强度与抗拉强度提高，而塑性下降。
应变强化（形变强化）是对金属常用的方法。对于不再经受热处理并且使用温度远低于再结晶温度的金属材料，经常利用冷加工手段使金属或合金通过应变强化来提高强度。 在冷变形过程中，金属内位错密度增加，位错之间的交互作用加剧，位错运动阻力增大，从而导致金属的强度、硬度增加。这种现象称为形变强化或加工硬化。形变强化的本质在于，形变造成位错的大量增殖，位错之间的交互作用导致其运动愈加困难，从而使金属强度增加。 家庭作业：（1）冷变形金属的组织特点？
三、固溶强化
（1）固溶强化的一般规律
异类原子加入纯金属基体中构成固溶体（固溶体的概念）后，其静强度行为可概括为：
1）在应力—应变图上，合金的流变应力以及整个应力—应变曲线都向上提升，合金的应变强化能力一般比纯金属要高。
2）在一般的稀固溶体中，流变（屈服）应力随溶质浓度的变化可以用下式表示： σ=σ0+kcm
式中：σ--合金的流变应力；
σ0—纯金属的流变应力；
c---溶质的原子浓度；
k、m---常数，决定于基体和合金元素性质。
3）在同一基体中，不同溶质元素溶解度的大小鲜明地反映出它们强化效果的差异。在相同的浓度下，强度的增加是随溶质元素溶解度的倒数成正比。如果进一步分析，就会了解到溶质和溶剂两元素原子尺寸的不同，化学性质的差异，电学性质的区别等因素将直接地从本质上影响固溶体的强度。
为了解释固溶造成强化的原因，最简单的办法是假定溶质原子在固溶体中是理想均匀分布的，由于两类原子在尺寸、化学性质、电学性质等方面的差异，在点阵中任何一个溶质原子的周围都存在弹性应力场，位错在通过这种具有内应力场的晶体点阵的时候自然需要克服更大的阻力，这就是固溶原子造成强化的最简单的理由。
严格说来，用溶质原子均匀分布的模型来解释固溶强化的规律是不合适的，在一些试验现象（如屈服现象）无法解释。问题在于固溶原子并不是均匀分布的，有两种原因引起溶质原子分布的不均匀性。
1）若B原子溶入以A原子为基的金属中，这两种原子自身键合的能力和相互键合的能力往往是不同的。会引起溶质的偏聚态（如果溶质原子的键合力大，它们常常在小范围内聚合到一起，一般是在某些晶面上偏聚成片状，而偏聚区的周围则成了溶质原子贫化的区域）和有序态（如果异类原子结合的倾向大于同类原子，则两类原子将在几十个以至几百个原子的范围内以一定的排列规律结合着）。因此，在较大的尺度下观察时，固溶体的分布可以说是无序的，统计均匀的，但在足够小的体积下仍然是呈一定程度规则排列的。
2）另一个造成溶质原子分布不均匀的原因是实际晶体中存在着大量点阵缺陷、晶界和亚晶界、层错、位错等。这些缺陷影响所及的区域都是高能区域，为了降低系统的能量，合金元素有可能优先分布在点阵缺陷的附近，形成晶界的内吸附和位错周围的原子气团。因此点阵缺陷的存在更增加了溶质原子分布的微观不均匀性。
固溶体的形变比纯金属需要更大的外力，除了溶质原子应力场的影响外，上面所述的溶
质原子分布不均匀的状态也是一个组织因素，有时比前者的作用还大。可以把这种影响分解为以下几个方面：
1） 弹性因素：它包括两个内容。第一个是因溶剂和溶质原子的尺寸差异而在固溶体内引起的弹性应力场。它除了增加位错运动的摩擦阻力外，在“稀”的固溶体中突出地表现在对位错的钉扎作用上（溶质原子会在位错周围形成原子气团，这种气团将能产生与屈服现象有关的一系列效应，就象我们在低碳钢变形时常常看到的那样）。第二个是由于溶质原子的溶入，合金的弹性模量会发生变化，特别是在位错的周围形成原子气团之后，弹性常数的变化使位错应力场也发生变化，从而会引起位错和溶质原子间更大的交互作用能。
2） 电子浓度因素：电子对应力场同样是敏感的。在有弹性应力场的晶体缺陷区域电子会较多地集中到张应力地段，这样就产生了电偶极子的作用，溶质原子与带电荷的位错区域之间就有电交互作用，从而促使溶质更倾向于在位错的周围偏聚。
3） 化学因素：层错能比较低的晶体点阵中存在有堆垛层错，堆垛层错的结构与基体并不相同。异类原子溶入某基体后，除了层错能大小会变化，层错区的宽窄也跟着伸缩，从而使扩张位错的分解或合成所需的外力也要变化外，溶质原子在层错区和基体的溶解度是不一样的。晶体发生塑性变形时，当扩张位错沿滑移面平移的时候，以及它分解、合成、交集的时候，上述浓度的差异并不能和扩张位错的运动作同步的变化。由于塑性变形破坏了这种热力学的平衡，所以位错的运动同样要求外界提供更大的能量。
4） 结构因素：无论是短程有序的还是偏聚状态的固溶体，在塑性变形的同时，其有序区域或偏聚区域将遭到破坏。引起这种稳定状态破坏的塑性变形是要付出更多的能量作为代价的。
5） 大量异类原子的溶入可能改变基体的键合力，这点对于面心立方金属也许没有什么影响，因为它的 P—N力本身就很小。但在其它类型的晶体点阵中，P—N力的变化对流变应力的影响也许是不可忽视的因素。
家庭作业：何谓“屈服现象”？为什么低碳钢在变形时会产生这种现象？
四、分散强化（沉淀强化）
（1）沉淀强化的例子—铝-铜合金的时效
在各种工业部门（特别是航空工业）中，高强度铝合金已经得到广泛的应用。以铝为基的材料取得高强度的基本途径之一是依靠铝的过饱和固溶体的时效硬化。
Al-0.4wt%Cu合金是通过时效处理获得弥散强化效果的典型例子。
时效处理经过三个步骤：
第一步：固溶。首先将合金加热到溶解度曲线以上的α单相区，以获得均匀的α固溶体。
第二步：急冷。在固溶温度，合金中只含α相。将其急冷至室温时，原子没有足够的时间扩散至其潜在的形核位置，因而θ相无法形成。急冷后，合金中依然只含α相，此时，α相中的含铜量大大超过其溶解度，是一种过饱和固溶体。这是一种非平衡结构。
第三步：时效。将过饱和的α相加热到低于溶解度曲线的某一温度进行保温，这一温度即为时效温度。在平衡相θ相形成之前，非平衡相GP区和θ’会形成。它们与基体是共格的。共格析出相原子面与基体原子面是连续过渡的，基体晶格在很大区域中发生畸变。当位错移动时，即使经过共格析出相的附近区域，也会大大受阻。从而产生
强化。最后产生平衡相，仍有强化效果。
（2）基本规律
合金组织中如果含有一定数量的分散的异相粒子，它的强度往往会有很大的提高，最普通的例子就是钢中的碳化物对钢性能的影响。随着含碳量的提高，热轧钢材的抗拉强度由
2210号钢的300MN/m提高到共析钢800MN/m的数值。我们将这种由于第二相分散质点造成的
强化过程统称为分散强化。
为了要在某种金属基体中掺入另一个分散相，可以应用各种不同的工艺，概括起来通行的不外为两种：一为通过热处理手段，利用合金中的相变来产生第二相，例如钢在共析分解反应时析出碳化物相，合金时效时产生沉淀等；二为用粉末冶金的方法人为地加入分散的第二相。
产生弥散强化的第二相一般是基体金属的氧化物、氮化物、碳化物或金属间化合物，都是稳定的化合物。在弥散强化合金中，弥散相和基体并没有共格关系，两相相互溶解的能力也很差，借助于弥散强化达到高强度的材料往往是热稳定的，在热强材料的研究中这是一个很值得推荐的手段。但时效强化合金就不是这样，对这类合金的最基本要求是合金系统必需具备随着温度的上升溶解度大幅度增加的相图，而合金成分又必需处在这样的溶解度变化曲线之内。
无论采用哪种办法制备成的分散强化材料，在组织中的第二相总是以细小颗粒的形式分散分布在塑性基体之中。
（3）强化机理
当晶体中的位错在运动的前方遇到第二相质点的阻碍的时候，它可以有不同的通过质点的方式。
1）切断：这种情况多数出现在质点与基体仍然存在着共格联系的情况下。首先，当一个大小为 b的位错通过质点之后，在质点的两边就各增加一个宽度为 b的面积，这就增加了表面能；其次，如果质点是有序的话，则除了这部分表面能之外，在质点内部还会出现反相畴界，加添了一部分畴界能。第三，若质点的弹性模量大于基体（往往如此），这种模量的差别会使位错线进入质点前后的线张力发生变化，因而需要附加的能量。第四，基体和质点对位错运动的点阵阻力不同，在大多数情况下，位错在质点中运动的点阵阻力比较大。第五，相界面的弹性应力场也是位错前进的阻力之一。以上原因是质点造成强化的原因。
2）绕过：当质点长大到其尺寸已经使位错难以借切断的方式通过的时候，位错就只能用绕过的方式前进了。当移动的位错与第二相质点相遇时，受到质点的阻挡，使位错线绕着它发生弯曲。随着外加应力的增大，位错线受阻部分的弯曲加剧，以致绕着粒子的位错线在左右两边相遇，于是正负号位错彼此抵消，形成包围粒子的位错环，位错线的其余部分则越过粒子继续移动，材料由此被加强。
图5-6 位错越过质点的两种机制
五、晶界强化（细晶强化）
(1)晶界强化的现象
可通过一简单的实验来说明晶界的作用。
图5-7为仅由两个晶粒构成的试样，在经过拉伸变形后会出现明显的“竹节”现象，即试样在远离夹头和晶界中部出现明显的颈缩，而在晶界附近则难以变形。这主要是由于晶界附近为两晶粒晶格位向的过渡之处，原子排列紊乱，加之晶界处的杂质原子较多，增大了晶格畸变，因而位错在晶界附近的滑移阻力大，故难以发生变形。
发展新一代超级钢：超细化。
（2）晶界的定义
晶界是指周期性排列的点阵的取向发生突然转折的区域。根据点阵取向的突变程度不同和转折区域构造的差异，一般分为大角度晶界和小角度晶界。对于纯金属多晶体中大角晶界的厚度大约为几个原子间距，但含有异类原子的合金的晶界厚度则大得多。
（3）晶界强化的原因
由于晶界两边的晶粒取向不同，滑移一般难以从一个晶粒直接传播到取向有差异的另一个晶粒上，但多晶体变形必须满足连续性条件（以保持各晶粒之间微观的连续性），为了使邻近的晶粒也发生滑移，就必须外加以更大的力，因此，晶界就是滑移的障碍。也说明晶界阻碍变形的能力并不是晶界自身拥有很高的强度；在金属强化中，大角度晶界起的作用是主要的。
（4）霍尔—培奇(Hall—Petch)公式
可见，晶界是位错运动的障碍，因而晶粒愈细小，晶界的总面积愈大，位错的运动愈困难，材料的强度也就愈高。
Hall—Petch根据这一观点总结出金属屈服强度（流变强度、疲劳强度等）与晶粒大小的关系式：
σs=σi+kyd-1
2
式中ky是与材料有关、与晶粒大小无关的常数；d为晶粒直径；σi是位错在单晶体中运动时的摩擦阻力，它与晶粒大小无关。
上式也可运用位错塞积模型从理论上推导出来。
由上式可知，多晶体的强度高于单晶体；晶粒愈细，强度愈高。Hall—Petch公式是一应用很广的关系式，在大多数情况下可以定量地反映材料组织与强度的关系。
另外一点很重要，细化晶粒在提高金属强度的同时，也使其塑性与韧性得以提高（通常结构和工具材料对热处理后晶粒度的要求不是出于强度上的考虑，而是希望在韧性方面取得一点点好处）。晶粒愈细，单位体积中晶粒愈多，变形时，同样的变形量便可分散到更多的晶粒中，产生较均匀的变形而不致造成局部应力集中，引起裂纹的过早产生和发展。在工业上，通过压力加工和热处理使金属获得细而均匀的晶粒，是提高金属材料力学性能的有效途径。
六、相变强化
相变强化主要是指马氏体强化与贝氏体强化。尽管在很多金属和合金中都能发生马氏体型相变，但并不是所有的马氏体都具有高强度。含碳（氮）的铁合金马氏体显示出最强烈的强化（硬化）效应，因此它们是钢铁材料强化的重要途径。相变强化不是一种独立的强化机制，它实际上是固溶强化、弥散强化、形变强化、细晶强化的综合效应。
作为例子，下面对铁—镍合金马氏体的强度进行讨论。
图5-7是铁—镍合金分别在淬火和再结晶状态下的流变应力与含镍量的关系曲线。
实验指出在一般晶粒度范围内，纯铁多晶体的流变应力约为70MN/m2, 这个数值就是纯铁（单晶）本身的强度加上多晶体晶界的贡献。以此为基础，当铁中溶入镍时，再结晶过的合金的流变应力随含镍量而增加，其增量就是镍固溶强化的效果。
镍含量较低时，铁—镍马氏体的强度变化大致和再结晶过的合金平行地随镍含量的增加而增加，两根曲线有一个强度差距，这是精细结构因素引起的强化，这里包括位错密度、马氏体晶体的界面、胞壁或内孪晶界面等引起的影响。这里注意：镍含量的不同，所引起的精细结构是不同的。