什么是金属的强化?

[拼音]：jinshu de qianghua

[外文]：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。

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。

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。

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、d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d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d性交互作用。这种d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d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），如果填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。

d性交互作用还可因固溶元素与溶剂金属在d性模量上存在差异（模量错配）而引起。即用一种d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d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d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d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d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。

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。可以证明，在拉伸过程中，缩颈开始发生时的最大均匀形变量在数值上就等于材料的“形变强化指数”。同时，人们把开始形成缩颈时的强度命名为抗拉强度，也就是材料在塑性失稳时的流变强度。

形变强化是位错运动受到阻碍的结果。目前对金属单晶体的形变强化机制已有一定了解，特别对面心立方纯金属研究较为深入。多晶金属情况比较复杂，除晶界以外，晶粒取向也多种多样，对其形变强化的细节至今还不很清楚。

面心立方金属单晶的典型应力-应变曲线见图1。可以看出，它分为三个阶段。单晶所受应力达到临界分切应力(τ0)时，发生屈服。随着切变量的增加，流变强度缓慢上升，其形变强化率，μ为切变模量， 这就是形变强化的第一阶段，一般称为易滑移阶段。这个阶段的主要特征是单系滑移，在试样表面可观察到滑移线，这些滑移线的间距和长度不变，只是随着应变量的增加，台阶高度变大， 如Cu和Ni-Co合金便是如此。在阶段Ⅰ。位错的分布形式主要是位错偶带。临界切应力的大小(τ0)，与晶体的取向，材料和纯度有关。在阶段Ⅰ的后期， 曲线的斜率增大，直到又变为一条直线而继续升高，这就是形变强化的第Ⅱ阶段，其强化率(θⅡ)最大，典型的


数值为


，比


大几十倍。从结构变化来看，向阶段Ⅱ的过渡是从次系滑移的出现开始的。在阶段Ⅱ新形成的滑移线的长度越来越短，也就是由一个位错源产生的“位错圈”越来越小，位错圈与晶体表面交截部位越来越短，螺位错平均运动距离越来越小，或者说晶体中阻止位错运动的障碍在不断增加，同时流变强度在不断提高。在阶段Ⅱ的初期，由主系位错偶带和联结它们的少数次系位错形成位错栅栏。随着形变量的增加，平行于主滑移面出现了一些位错密度较高的区域称为位错席。如果形变量再提高，晶体中便全形成胞状组织。

为了说明形变强化的物理实质，必须了解在形变过程中位错的产生、分布和运动与流变强度的关系。阶段Ⅰ的强化可以认为是通过形成位错偶使大量位错受到羁绊而阻滞，但是偶中正负号位错的长程应力场在很大程度上互相抵销，因而位错偶只提供很小的阻止位错运动的应力场，导致阶段Ⅰ的强化效应微弱。阶段Ⅱ的强化模型很多，如位错塞积群长程应力强化模型(1952)，位错林强化模型(1959)，位错割阶强化模型(1960)，网眼长度强化模型(1962)，流变应力统计强化模型(1966)以及高位错密度区强化模型(1967)等等，每一种模型都解释一部分实验现象，但也存在不少问题。其中以西格(A.See-ger)根据莫特(F.Mott)所提出的位错塞积群长程应力强化模型比较经典，可得出流变强度与位错密度的线性关系式，同时推算的


和实验结果也比较符合。形变强化的第Ⅲ阶段应力-应变曲线呈抛物线形，亦即强化效应逐渐下降，这是因为在高形变量下出现大量交滑移及异号位错兼并的缘故。由于应力的提高，有些位错可能绕过障碍前进，这些都减少强化效应。也就是说，在阶段Ⅲ有动态回复出现。

在多晶金属的加工硬化过程中，阶段Ⅱ强化起决定性作用。为了保持多晶体塑性变性的连续性和协调性，每个晶粒发生变形时，必须有五个以上的滑移系统同时开动；所以，在多晶体里实际上不存在象单晶那样的阶段Ⅰ单系滑移和强化。

总之，形变强化决定于位错运动受阻，因而强化效应与位错类型、数目、分布、固溶体的晶型、合金化情况、晶粒度和取向及沉淀颗粒大小、数量和分布等有关。温度和受力状态有时也是决定性的因素。

一般来说，退火单晶的位错密度为106cm-2，变形量很大的金属可在1012cm-2以上。层错能低的金属比层错能高的金属加工硬化更为显著。细晶粒、有淀淀相、高速形变和低温形变都表现出较高的形变强化效应。

过饱和固溶体随温度下降或在长时间保温过程中（时效）发生脱溶分解。时效过程往往是很复杂的，如铝合金在时效过程中先产生GP区，继而析出过渡相（θ"及θ'），最后形成热力学稳定的平衡相(θ)。细小的沉淀物分散于基体之中，阻碍着位错运动而产生强化作用，这就是“沉淀强化”或“时效强化”。为了提高金属，特别是粉末冶金材料的强度，往往人为地加入一些坚硬的细质点，弥散于基体中，称为弥散强化。从弥散质点引起强化这一点来说，沉淀强化与弥散强化并没有大区别。但是，前一情况是内生的沉淀相，后一情况为外加质点；而且，在时效前期，沉淀相和基体之间往往保持共格或半共格关系，在每个细小沉淀物附近存在着一个较大范围的应力场（图2），与位错发生交互作用，产生十分显著的强化作用。如果时效温度提高或时间延长，则出现非共格产物，强化效应下降，以致于合金强度降低，称为“过时效”；最后产生平衡相。因为沉淀引起合金元素的贫化，此时合金材料的强度甚至低于固溶体状态。弥散强化时，外加的质点在高温使用过程中也会聚集、长大以减少颗粒的表面能，同样会引起软化。

晶体中的位错在外力作用下产生运动，在运动过程中首先遇到的是第二相质点周围的应力场（如果有这种应力场存在的话），对其产生阻碍作用，它属于长程作用。继而有两种可能，一种是位错切割质点而过，一种是位错以某种方式绕过质点（图3），两者都需作功，因而产生强化效应。前者功耗方式主要有：

（1）位错切过质点，使基体和质点之间的界面增大，增加表面能（图3a）；

（2）改变第二相结构，第二相具有长程有序结构时（如高温合金中的(γ'相)，位错通过后增加了反相畴界，对无序系统来说，有可能改变层错宽度；

（3）析出相和基体之间切变模量不同，也会引起强化作用。位错绕过质点的方式是多种多样的：位错可以发生弯曲（弓弯机理）从质点间通过，在质点周围留下位错圈而进一步强化（图3b）；位错可以交滑移进入另外的滑移面，绕过质点；在温度较高时，位错也可以通过攀移绕过质点等等。这些都是当位错靠近第二相质点之后发生的，属于近程作用。

上述质点强化随质点大小、分布、数量和质点性质而不同。研究结果指出，在以切割机理强化时，因强化而产生的剪切屈服应力τ的增加，与质点半径r，质点体积分数f的关系为Δτ∝f(1～1/3)r1/2，f幂次随合金中质点结构的不同，取不同数值（1～1/3）。在以弓弯机理强化时，Δτ∝f1/2r-1。由此可以看出，在质点半径很小时，位错以切割质点的方式通过，此时的强度取决于切割机理。在时效(脱溶)的初期，随f和r不断增加，合金强度相应地升高。当脱溶接近完成时，f增长变缓，但r继续增大，这时合金强度仍有提高，而强化的趋势下降。随着时效进一步发展，质点进一步增大，位错主要绕过或按弓弯机理越过质点；第二相质点继续变大，强度相应明显下降，这就是合金的过时效阶段。

从位错塞积或其他模型可以推导出多晶金属的屈服强度（σy）与晶粒直径(d)的关系，表示为：σy＝σ0＋kyd劇?/center>

称为霍耳-派赤（Hall-Petch）关系式。式中σ0、ky均为材料常数。对α-Fe来说，ky值与位错钉扎情况有关，位错被钉扎得愈牢， ky值愈大；在严重钉扎情况下，ky可达2kgf/mm2。据此进行计算，低碳钢的晶粒度每提高两级(即晶粒直径减少一半)，屈服强度可提高约2.8kgf/mm2。如果低碳钢的晶粒度从ASTM标准的0级细化到12级，即其平均直径由0.359mm降至0.00561mm，则屈服强度可提高16kgf/mm2左右。而且，随着晶粒的细化，断裂强度比屈服强度有更大幅度的提高，同时冲击韧性也得到改善，如同属体心立方金属的低碳钢和钼，晶粒每细化一级，韧性－脆性转变温度可分别降低10～20℃及24℃。

在所有金属强化方法中，细化晶粒是目前唯一可以做到既提高强度，又改善塑性和韧性的方法。所以近年来细化晶粒工艺受到高度重视和广泛应用。当前正在发展中的快冷微晶合金便是其中一例。有上述优异性能的原因可以从两方面考虑：

（1）晶界所占比例较大，晶界结构近似非晶态，在常温下具有比晶粒更高的强度；

（2）细小晶粒使位错塞积所产生的正应力随之降低，不容易产生裂纹，从而表现为提高强度而不降低塑性。但细晶粒金属的高温强度下降，这是因为在高温下晶界强度降低了，特别在变形速度很低的情况下（蠕变），这种效应更为突出。

通过相变而产生强化效应也是常见的金属强化方法。相变的种类很多，上述的沉淀相的形成和析出就是其中之一。现以应用最普遍的马氏体相变强化为例，说明相变强化机理。

马氏体相变是一种以剪切方式进行的非扩散型相变，相变产物与基体间保持共格或半共格联系，在其周围也存在很大的内应力，甚至使周围的奥氏体发生形变而出现形变强化。

从马氏体本身来看，其结构有两种类型：一种常见于低碳钢和18-8不锈钢中，主要是板条马氏体(或称位错马氏体)。这种马氏体中存在大量位错，其密度在1011～1012cm-2，与经过大量冷加工的金属的位错密度相近。另一种常见于高碳和Fe-Ni-C合金中，主要是针状马氏体（或称孪晶马氏体），马氏体针由大约100┱大小的孪晶所构成。这种孪晶组织随碳含量而增加，当铁中的碳含量为0.1％时，没有孪晶组织，碳为0.8％时，孪晶达100％。马氏体中的位错或孪晶的出现，与相变过程中的形变量和温度有关。一般来说，由于马氏体相变而产生的局部形变量可高达10％。这种形变如发生于较高温度(即Ms高时)，则增殖位错以缓和内应力；如发生在较低温度（即Ms低时），再加形变速度又高，就会产生孪晶。碳含量愈高，相变应力愈大，孪晶量也愈多。细小的孪晶相当于晶粒的细化，产生强化效应。

钢中马氏体相变强化的另一个主要原因是碳原子在相变过程中的有序化，即碳原子转移到体心立方的


0位置使其沿一个方向(c)伸长而成为体心正方结构。碳原子所引起的强化作用，可用下式表示：σ＝2.1×102(％C)1/2 (kgf/mm2)

钢经形变热处理后，强度进一步提高，而韧性却不下降，这主要是因为奥氏体在Ms点以上形变后，马氏体针更为细小；同时，马氏体点(Ms)明显下降，马氏体中的孪晶大幅度增加，从而使钢在形变热处理后的强度明显提高，而韧性却不下降，这是细化晶粒强化的效应。此外，如含碳量为0.48％的钢在形变热处理后全部是孪晶马氏体，经一般热处理的同一钢种却只有一半孪晶马氏体。如前所述，含碳量为0.8％的钢，经一般热处理后，才可使孪晶达100％。根据这个情况，碳含量低的钢在形变热处理后强度的提高比高碳钢更为明显，主要是因为后者孪晶增加的幅度不大。

根据断裂力学观点，高强度材料可容许存在的临界裂纹尺寸很小，一旦出现裂纹就很快扩展，容易发生断裂。而将细纤维排在一起，粘结起来，可免除上述缺点，是解决脆性高强材料用于实际结构的一个重要途径。因为经过复合之后，不但解决了纤维的脆性问题，也提高了材料的比强度、比模量和疲劳性能。纤维强化复合材料，是当前很有发展前途的一类材料。

纤维强化的复合材料的力学性质，可根据纤维和基体（粘合剂）的体积分数计算出来，如d性模量（E），Ec＝EfVf＋EmVm

其中Ec、En和Em分别为复合材料、纤维和基体的d性模量， Vn和Vm为两相的体积分数。由于纤维和基体的泊松比不同，可引起的误差达百分之几。对抗拉强度来说，也可得出类似方程。但由于纤维和基体的强度和塑性不同，其间的结合力也不一样，还有其他许多影响因素使问题复杂化。关于复合材料的强度问题，已形成专门的学问。

在高温下使用的纤维强化复合材料，必须要考虑纤维和基体间的热稳定性;因在高温、长期工作过程中，两相发生互扩散，最后纤维被溶解，失去强化作用。目前改善的途径有二：

（1）在纤维与基体间涂上一层防扩散层，如铂、钽等；

（2）采用定向共晶生长，使纤维在热力学平衡状态生长出来，增加热稳定性。这种途径受合金系统的限制，局限性很大。

金属在凝固过程、冷加工或退火过程中都会发生晶体的择优取向，力学性质因取向不同而有区别。金属可以利用择优取向而得到较高的强度，这在工业上已得到应用，但不如利用磁性能的择优取向硅钢片那样普遍。

由于金属在强射线条件下产生空位或填隙原子，这些缺陷阻碍位错运动，从而产生强化效应（见金属的辐照损伤和辐照效应）。

参考书目

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