材料强化理论及应用课件

材料强化理论及应用材料强化理论及应用

强度(Strength)：材料抵抗变形和破坏的能力。塑性(Plasticity)：材料在破坏前产生永久变形的程度。韧性(Toughness)：材料变形和破坏过程中吸收能量的能力，它是强度和塑性的综合表现。绪论(Introduction)强度(Strength)：材料抵抗变形和破坏的能力。绪

原子结合键和原子排列方式的差异是金属材料、陶瓷材料、高分子材料力学性能不同的根本原因。除此之外，材料的组织结构对力学性能也有重要影响，因此一般通过改变材料的内部组织结构来改善材料的强韧性，以满足实际应用的需要。

通过研究材料的强韧化机理和强韧化方法，提高材料的强韧化水平，充分挖掘现有材料的潜力，不仅可以满足工程结构和技术装备制造中对高强韧性材料的要求，还能达到节约能源和原材料的目的。原子结合键和原子排列方式的差异是金属材料、陶瓷材料、高分Example:

atypicalautomobilemaycontainthefollowingmaterials:

steel:1530kg,castiron:350kg,rubber:60kg,plastic:55kg,glass:52kg,

aluminium:30kg,zinc:26kg,copper:16kg,lead:15kg,ceramics,wood,etc.insmallerquantities.Example:

atypicalautomobile

maycontainthefollowingmaterials:

steel:1530kg,castiron:350kg,rubber:60kg,plastic:55kg,glass:52kg,

aluminium:30kg,zinc:26kg,copper:16kg,lead:15kg,ceramics,wood,etc.insmallerquantities.EngineeringMaterialsMetallicNon-MetallicFerrousNon-ferrousSteelsPlaincarbonAlloyCastironGrayWhiteDuctileMalleableAluminium

CopperMagnesium

Zinc

Lead

Nickle,TinOrganicInorganicPlastics

WoodPaper

RubberLeatherPetroleumproductsMineralsCementiteGlassCeramicsGraphiteExample:atypicalautomobile

位错强化机制固溶强化细晶强化

弥散强化（粒子强化）

相变强化

形变强化（加工硬化）强韧化机制与方法位错强化机制强韧化机制与方法晶体缺陷

缺陷种类：

1)点缺陷如空位，间隙原子和异类原子等。

2)线缺陷主要为位错。

3)面缺陷如晶界，相界及表面。第一章位错的基本理论Theoryofdislocation晶体缺陷缺陷种类：1)点缺陷如空位，间隙原子点缺陷(Pointdefects)

如空位，间隙原子和异类原子等。点缺陷(Pointdefects)位错的概念：已滑移区和未滑移区在滑移面上的边界线/交线。1934年由Taylor,OrowanandPolyani

三人几乎同时提出。

位错的基本类型和特征线缺陷

(LinearDefects=Dislocations)位错的类型：刃型位错和螺型位错(几何结构来看)

。位错的概念：已滑移区和未滑移区在滑移面上的边界线/交线。191．刃型位错(Edgedislocation)

刃型位错的结构图：含有刃型位错的晶体结构1．刃型位错(Edgedislocation)刃型位错的Interatomicbondssignificantlydistortedinimmediatevicinityofdislocationline.(Createssmallelasticdeformationsoflatticeatlargedistances.)Areacalleddislocationcore.

Dislocationsaffectmechanicalproperties.Discoveryin1934byTaylor,OrowanandPolyanimarkedbeginningofourunderstandingofmechanicalpropertiesofmaterials.

Interatomicbondssignificantl刃型位错结构的特点：1)刃型位错有一个额外的半原子面。一般把多出的半原子面在滑移面上边的称为正刃型位错，记为“┻”；而把多出在下边的称为负刃型位错，记为“┳”。其实这种正、负之分只具相对意义而无本质的区别。

2)刃型位错线可理解为晶体中已滑移区与未滑移区的边界线。它不一定是直线，也可以是折线或曲线，但它必与滑移方向相垂直，也垂直于滑移矢量，如图3.2所示。

3)滑移面必定是同时包含有位错线和滑移矢量的平面，在其它面上不能滑移。由于在刃型位错中，位错线与滑移矢量互相垂直，因此，由它们所构成的平面只有一个。

4)晶体中存在刃型位错之后，位错周围的点阵发生弹性畸变，既有切应变，又有正应变。就正刃型位错而言，滑移面上方点阵受到压应力，下方点阵受到拉应力；负刃型位错与此相反。

5)在位错线周围的过渡区（畸变区）每个原子具有较大的平均能量。但该区只有几个原子间距宽，畸变区是狭长的管道，所以刃型位错是线缺陷。刃型位错结构的特点：1)刃型位错有一个额外的半原子面2．螺型位错(Screwdislocation螺型位错的结构特点：螺型位错2．螺型位错(Screwdislocation螺型位错的结螺型位错螺型位错1)螺型位错无额外半原子面，原子错排是呈轴对称的。

2)根据位错线附近呈螺旋形排列的原子的旋转方向不同，螺型位错可分为右旋和左旋螺型位错。柏氏矢量与位错线同向为右旋，反向为左旋。

3)螺型位错线与滑移矢量平行，因此一定是直线，而且位错线的移动方向与晶体滑移方向互相垂直。

4)纯螺型位错的滑移面不是唯一的。凡是包含螺型位错线的平面都可以作为它的滑移面。但实际上，滑移通常是在那些原子密排面上进行。

5)螺型位错线周围的点阵也发生了弹性畸变，但是，只有平行于位错线的切应变而无正应变，即不会引起体积膨胀和收缩，且在垂直于位错线的平面投影上，看不到原子的位移，看不出有缺陷。

6)螺型位错周围的点阵畸变随离位错线距离的增加而急剧减少，故它也是包含几个原子宽度的线缺陷。螺型位错具有以下特征：1)螺型位错无额外半原子面，原子错排是呈轴对称的。BurgersVectorDescribeDislocations（1939’）

Burgersvector,b,describessize+directionoflatticedistortionbyadislocation.Makeacircuitarounddislocation:gofromatomtoatomcountingthesamenumberofatomicdistancesinbothdirections.VectorneededtocloseloopisbbBurgersvectorabovedirectedperpendiculartodislocationline.Thesearecallededgedislocations.BurgersVectorDescribeDislScrewdislocationEdgedislocation:Burgersvectorperpendiculartodislocationline.Screwdislocation:Burgersvectorparalleltodislocationline.bScrewdislocationScrewdislocationEdgedislocat除了上面介绍的两种基本型位错外，还有一种形式更为普遍的位错，其柏氏矢量既不平行也不垂直于位错线，而与位错线相交成任意角度，这种位错称为混合位错。3．混合位错(Mixeddislocation)混合位错除了上面介绍的两种基本型位错外，还有一种形式更为普遍

由于位错线是已滑移区与未滑移区的边界线。因此，位错具有一个重要的性质：即一根位错线不能终止于晶体内部，而只能露头于晶体表面（包括晶界）。若它终止于晶体内部，则必与其他位错线相连接，或在晶体内部形成封闭线。形成封闭线的位错称为位错环，如下图所示。图中的阴影区是滑移面上一个封闭的已滑移区。显然，位错环各处的位错结构类型也可按各处的位错线方向与滑移矢量的关系加以分析，如A，B两处是刃型位错，C，D两处是螺型位错，其他各处均为混合位错。

由于位错线是已滑移区与未滑移区的边界线。因此，位错具有一晶体中的位错环

tbt晶体中的位错环tbt4.位错的运动

(MotionofDislocation)

位错的最重要性质之一：它可以在晶体中运动，而晶体宏观的塑性变形是通过位错运动来实现的。晶体的力学性能如强度、塑性和断裂等均与位错的运动有关。因此，了解位错的运动的有关规律，对于改善和控制晶体力学性能是有益的。

位错的运动方式有两种最基本形式：滑移和攀移。4.位错的运动(MotionofDislocatio

位错的滑移是在外加切应力的作用下，通过位错中心附近的原子沿柏氏矢量方向在滑移面上不断地作少量的位移（小于一个原子间距）而逐步实现的.

刃型位错的运动方向始终垂直位错线而平行柏氏矢量。刃型位错的滑移面就是由位错线与柏氏矢量所构成的平面，因此刃型位错的滑移限于单一的滑移面上。位错的滑移(Slip)位错的滑移是在外加切应力的作用下，通过位错中心附近的原子沿SlipBurgersvectorDislocationlineSlipplaneb运动方向位错线ττSlipSlipplaneb运动方向位错线ττ刃型位错的滑移过程刃型位错的滑移过程位错的攀移(Climb)

刃型位错除了可以在滑移面上滑移外，还可以在垂直于滑移面的方向上运动，即发生攀移。通常把多余半原子面向上运动称为正攀移，向下运动称为负攀移，如下图所示。由于攀移伴随着位错线附近原子增加或减少，即有物质迁移，需要通过扩散才能进行。故把攀移运动称为"非守恒运动"；而相对应的位错滑移为"守恒运动"。位错攀移需要热激活，较之滑移所需的能量更大。对大多数材料，在室温下很难进行位错的攀移，而在较高温度下，攀移较易实现。位错的攀移(Climb)刃型位错除了可以在滑移位错的攀移位错的攀移ClimbClimb

螺型位错运动时，螺型位错的移动方向与位错线垂直，也与柏氏矢量垂直。对于螺型位错，由于位错线与柏氏矢量平行，故它的滑移不限于单一的滑移面上。对于螺型位错，由于所有包含位错线的晶面都可成为其滑移面，因此，当某一螺型位错在原滑移面上运动受阻时，有可能从原滑移面转移到与之相交的另一滑移面上去继续滑移，这一过程称为交滑移。如果交滑移后的位错再转回和原滑移面平行的滑移面上继续运动，则称为双交滑移。螺位错xy的交滑移a)滑移面为A面b)交滑移到B面c)再次交滑移到A面abc螺型位错运动时，螺型位错的移动方向与位错线垂直，也与柏氏矢5.WheredoDislocationsComeFrom?Dislocationdensity

dislocationLength/VolumeORnumberofdislocationsintersectingaunitarea.

cm/cm3or1/cm2.105cm-2incarefullysolidifiedmetalcrystals；1012cm-2inheavilydeformedmetals.Mostcrystallinematerialshavedislocationsduetostressesassociatedwiththeformingprocess.Numberincreasesduringplasticdeformation.Pictureissnapshotfromsimulationofplasticdeformationinafccsinglecrystal(Cu).5.WheredoDislocationsComeF6.位错的观察(DislocationsinCrystals)位错影片6.位错的观察(DislocationsinCryst材料强化理论及应用课件材料强化理论及应用课件材料强化理论及应用课件7.位错的应变能(EnergyofDislocations)ElasticStrainEnergy:EXAMPLE-(Screwdislocation)bbDislocationlinel2prrqg=tgq=b/2prt/sg/eW/V

=1/2tg

=1/2ser0R7.位错的应变能(EnergyofDislocatio单位长度螺型位错(Screwdislocation)的弹性应变能：g=b/2πr，

τ=Gg=G

b/2πrdW=(1/2)τgdV，dV=(2πrdr)l∫0W

dW=(1/l)(Gb2/4π)(∫r0R

dr/r)

WS=(Gb2/4π)ln(R/r0)=aGb2r0-位错中心区的半径，R-位错应力场作用半径。单位长度刃型位错(Edgedislocation)的弹性应变能：W

E=[Gb2/4π(1-ν)]ln(R/r0)=aGb2ν

-Possonratio=0.3~0.4

W

E=WS/(1-ν)=1.5WSW=aGb2,a=0.5~1.0

位错的能量与柏氏矢量的平方成正比,柏氏矢量越小,位错能量越低,在晶体中越稳定.单位长度螺型位错(Screwdislocation)的弹性8.位错的线张力(TensionforceofDislocation)Surfaceenergy=Surfacetension，J·m-2=Nm·m-2=N·m-1

dsτbds=2Tsin(dq

/2)ds=rdq,sin(dq

/2)=dq

/2τb=T/r≈

Gb2/2r（曲线位错的线张力:T≈KGb2,螺位错K=1,韧位错K=1-ν

）

τ=Gb/2r曲率半径r与τ成反比.tbrTTdq8.位错的线张力(TensionforceofDis9.相互作用

韧型位错的应力场与间隙原子或置换原子发生弹性相互作用，吸引这些原子向位错区偏聚－－降低晶格的畸变能，同时使位错难于运动－－造成金属的强化。Interactionbetweenextra-tomsanddislocation

9.相互作用韧型位错的应力场与间隙原子或置换原子发生弹性

运动位错的交截/交割

当一位错在某一滑移面上运动时，会与穿过滑移面的其它位错交割。位错交割时会发生相互作用，这对材料的强化、点缺陷的产生有重要意义。

在位错的滑移运动过程中，其位错线往往很难同时实现全长的运动。因而一个运动的位错线，特别是在受到阻碍的情况下，有可能通过其中一部分线段（n个原子间距）首先进行滑移。若由此形成的曲折线段就在位错的滑移面上时，称为扭折；若该曲折线段垂直于位错的滑移面时，称为割阶。

扭折和割阶也可由位错之间交割而形成。刃型位错的割阶部分仍为刃型位错，而扭折部分则为螺型位错；螺型位错中的扭折和割阶线段，由于均与柏氏矢量相垂直，故均属于刃型位错。运动位错交割后，每根位错线上都可能产生一扭折或割阶，其大小和方向取决于另一位错的柏氏矢量，但具有原位错线的柏氏矢量。所有的割阶都是刃型位错，而扭折可以是刃型也可是螺型的。另外，扭折与原位错线在同一滑移面上，可随主位错线一道运动，几乎不产生阻力，而且扭折在线张力作用下易于消失。但割阶则与原位错线不在同一滑移面上，故除非割阶产生攀移，否则割阶就不能跟随主位错线一道运动，成为位错运动的障碍，通常称此为割阶硬化。

运动位错的交截/交割当一位错在某一滑移面上运动时，会与穿1)两个韧性位错交截(柏氏矢量相互垂直)2)两个韧性位错交截(柏氏矢量相互平行)把处于位错原滑移面上的割阶称为“扭折”,由于扭折能沿着原滑移面移动,因此不影响位错的滑移.1)两个韧性位错交截(柏氏矢量相互垂直)2)两个韧性位错交截3)韧性位错和螺型位错交截刃位错AB产生割阶PP’而螺位错CD产生割阶QQ’,显然,PP’和QQ’都属于刃型.3)韧性位错和螺型位错交截刃位错AB产生割阶PP’而螺位错C第二章

材料强韧化的位错机制

(Dislocationmechanismof

StrengtheningandTougheningformaterials)（1）

材料的强度主要取决于构成晶体的原子(还包括离子、分子等，下文一律用原子代替)之间的结合力。这种结合力随原子性质和结合键的性质而有差异。依据原子间的作用能和外加作用力的关系，弗兰克尔(1926年)从分析完整金属晶体中相邻上、下两排原子在切应力作用下发生刚性相对位移时（图1）原子势能的变化中，推导出晶体的理论剪切强度（ShearingStrength）为：第二章

材料强韧化的位错机制

(Dislocationabττxθ原子层相对位移时的作用力τ=τmsin(2πx/b)=τm2πx/b;τ=Gγ=Gx/a;τm=(G/2π)(b/a)=G/2π;a原子层的间距，b为位移方向的原子间距(a≈b)，τ切应力，τ是原子位移x的正弦函数，τm

晶体的理论剪切强度,

G为切变模量（shearmodulus）。abττxθ原子层相对位移时的作用力τ=τmsin(2π图1晶体的刚性滑移（rigidslip）

实际试验测量出的剪切强度与理论剪切强度相差4个数量级。（表1）所示为几种金属晶体的理论切应力与实测值的比较。

图1晶体的刚性滑移（rigidslip）实际试验测量表1某些金属晶体的理论切应力与实测值的比较金属切变模量G/MPa理论切应力τm/MPa实际切应力/MPaAl2440038300.786Cu4070064800.490α-Fe68950109602.75表1某些金属晶体的理论切应力与实测值的比较金属切变模量G

材料的理论强度和实际强度之间的差异与晶体的结构完整性（即晶体缺陷－Crystaldefects）有关。材料的弹性模量（Young'smodulus,elasticratio）一般不随晶体结构完整性的变化而变化，但材料的强度、塑性、韧性等力学性能除与键的强度有关外，还与晶体结构的完整性密切相关，即受晶粒、亚晶粒尺寸、第二相特征、晶体缺陷密度等因素影响，这些影响都可以用位错作用机制来解释。

图2为在外力作用下位错运动的示意图。位错区周围原子为1、2、3、4、5，位错中心处于2处，3-4，1-5原子对各在其两侧。材料的理论强度和实际强度之间的差异与晶体的结构完整性图2

位错参与的滑移过程(a)(b)(c)(d)

图2位错参与的滑移过程(a)

当施加切应力时(图2b)，滑移面上、下方原子沿切应力方向发生相对位移，位错中心处原子2由于能量高，位移量更大些，使原子2与4的距离逐渐接近，而原子3与4则距离拉大，当应力增大时(图2c)，2与4的距离进一步接近，以至结合成为原子对，这样位错中心就被推向相邻的原子位置3，即位错线沿作用力方向前进一个原子间距，在此过程中原子实际的位移距离远小于原子距离，与理想晶体的滑移模型不同。

位错线(DislocationLine)就是按照这一方式逐渐运动，最终贯穿整个晶体，此时晶体左侧表面形成了一个原子间距大小的台阶(图2d)，同时在位错移动过的区域内，晶体的上部相对于下部也位移了一个原子间距。当很多位错移出晶体时，会在晶体表面产生宏观可见的台阶，使晶体发生塑性变形。当施加切应力时(图2b)，滑移面上、下方原子沿切应

由此可见，减少晶体中位错的数量或控制位错的滑移运动，即可提高材料的强度，金属或合金材料的各种强化机制，就是在此基础上建立的。由于实际晶体中存在一定数量的空位、位错等缺陷，使之在外力作用下比完整晶体易于变形而强度相应降低。由此可见，减少晶体中位错的数量或控制位错的滑移运动，即可提图3晶体缺陷与强度的关系

当缺陷数目达到一定值时，晶体强度达到最低值，如图3所示；但当缺陷密度增高到一定值后，由于缺陷（主要是位错）与晶体组织之间以及缺陷本身相互之间的作用，使位错运动受到阻碍，材料变形困难，从而使强度提高。图3晶体缺陷与强度的关系当缺陷数目达到一定值时，晶体强度提高材料的强度可以通过两个途径实现:

一是制备缺陷尽可能少甚至没有缺陷的晶体，使材料实际强度接近于理论强度。例如“晶须”就是这类晶体，在新型复合材料中将晶须作为增强体，也是为了利用无缺陷晶体的高强度来大幅度提高复合材料的强度；二是大大增加晶体缺陷的密度，在材料中造成尽可能多的阻碍位错运动的障碍。目前制备大体积的完整晶体在技术上很难实现，只能制造极细的金属须或丝，而且晶须的性能不稳定，当存在一定数量位错时，强度急剧下降。因此在工业应用中通常采用第二种途径，即阻止材料中的位错运动。提高材料的强度可以通过两个途径实现:

韧性是材料变形和断裂过程的能量参量，是材料强度和塑性的综合表现。断裂过程包括裂纹形核所要求的塑性变形，以及裂纹的形核和扩展。材料的组织结构直接影响裂纹形成和裂纹扩展的难易，它涉及到位错的运动、位错间的弹性相互作用、位错与溶质原子和沉淀相的弹性交互作用以及组织和晶界的作用。韧性是材料变形和断裂过程的能量参量，是材料强度和塑性的综

试验观察可知，显微裂纹大都在局部塑性变形处产生，这显然与塑性变形过程中位错的运动有关。

图4表示裂纹形成的位错塞积（Pile-upofdislocation）模型。在外加切应力的作用下，位错在滑移面上移动，位错运动中又难免遇到不同的障碍而受到阻碍，造成位错塞积，形成大位错。

大位错的弹性应力场可能产生大的正应力而使材料开裂。如图所示裂纹向前扩展就相当于塞积的位错向前攀移。试验观察可知，显微裂纹大都在局部塑性变形处产生，这图4裂纹形成位错塞积示意图

位错数目:n=kπτaL

/Gb,k=1(螺位错),k=1-ν(韧位错);作用于障碍的应力:τ=nτa

垂直于OP的张力:σ=1.5(L/r)0.5sinθcosθ/2

在塞积群前端处的应力集中可达到很高的程度,导致晶体发生开裂.图4裂纹形成位错塞积示意图位错数目:n=kπτaL

位错一般在晶界、相界、孪晶界、夹杂或第二相与基体界面处塞积，因而裂纹也常在这些地方产生。

裂纹的扩展除了与应力状态、应力大小和环境、介质等外界因素有关外，主要受材料本身和组织结构参量的影响。在裂纹形成后的扩展过程中，裂纹将受到晶界、相界和韧性相的阻碍而使扩展受阻。改善材料韧性断裂的途径有很多：比如细化晶粒和组织、改善基体和强化相形态、引入韧性相以及减少诱发微孔的组成相等。提高材料强韧性的方法主要有：固溶强化、细晶强化、弥散强化、形变强化以及相变强化等。下面分别加以介绍。位错一般在晶界、相界、孪晶界、夹杂或第二相与基体第三章

固溶强化

SolutionStrengthening

固溶强化是利用点阵缺陷（latticedefect）对晶体进行的强化。溶质原子溶入基体中产生原子尺寸效应、弹性模量效应和固溶体（solidsolution）有序化作用（orderingeffect）而导致材料强化。图5反映了常用合金元素对铁的固溶强化效应。第三章

固溶强化

SolutionStrengtheni固溶体和纯金属都是单相组织，但是它们的强度不同，固溶体高于纯金属。图3-5表示的是碳对α-Fe屈服强度的影响

，可以看到很少量的碳（几个ppm）就使屈服强度由50MPa升到100MPa，提高了一倍。图3-6表示的是一些置换式合金元素对α-Fe拉伸强度的影响，纵座标为拉伸强度增加值

。可以看到若要提高50MPa，大约需要1%(at)的Mo、Ni，而对于Cr、Co、V则就要大约10%(at)

，这种加入合金元素形成固溶体而使强度增加的现象叫作固溶强化。由图3-5和图3-6所示结果的比较可知，间隙元素固溶强化的效果大于置换式固溶元素的强化效果。固溶体和纯金属都是单相组织，但是它们的强度不同，固溶体高于纯图5屈服强度增加量与固溶元素之间的关系图5屈服强度增加量与固溶元素之间的关系（一）原子尺寸效应

由于溶质原子和溶剂原子之间的尺寸差异，在溶质原子周围晶体内会产生晶格畸变，形成以溶质原子为中心的弹性应变(力)场。该应变场会和位错应力场发生弹性交互作用。

溶质原子移向位错线附近时，小于溶剂原子的溶质原子移向位错周围的受压区域；大于溶剂原子的溶质原子移向受张区域，形成原子气团。位错的运动将会受到原子气团的钉扎作用，从而提高材料的强度。

（一）原子尺寸效应由于溶质原子和溶剂原子之间的尺寸（二）弹性模量效应

固溶体中的溶质元素与基体材料的弹性模量不同时，在溶质原子周围会形成一个半径约两倍于溶质原子的区域，此区域的弹性模量Gp与基体的弹性模量G不同。在产生相同的应变时，此区域与基体所需要的外加应力将不同，外力所做的功（能量）也不一样。二者之间存在一个能量差值，此能量差将对位错线产生一定的力。当Gp>G时，该力为阻力，将使通过溶质原子区域的位错受到阻碍；当Gp<G时，该力为吸力，将促使位错线向溶质原子区域运动。不论哪种情况都需要增大外力才能使位错脱开此区域而继续向前运动，相应地提高固溶体的强度。（二）弹性模量效应固溶体中的溶质元素与基体材（三）固溶体的有序化及强化

当材料中同类原子的结合力比较弱而异类原子间的结合力比较强时，固溶体就会产生有序化。当位错从这种有序化区域移动时，有序度受到破坏，使位错滑动面两侧原来为A-B对的“原子对”变为A-A对和B-B对的“原子对”，从而形成“反相畴”。

图6是一有序固溶体的反相畴。一个刃型位错在有序固溶体中就可以产生一条反相畴界。反相畴界的形成使固溶体能量增加，必须增加外力促使位错移动。有序化造成了位错移动的阻力。（三）固溶体的有序化及强化当材料中同类原子的结合力图6有序固溶体中的反相畴－Antiphasedomain

（虚线表示畴界）图6有序固溶体中的反相畴－Antiphasedomain畴块内的原子呈有序排列,各畴块的原子排列取向也是一致,但原子排列顺序却不越过畴块而中断于畴间.因此,各畴块之间有分界面,称为反相畴界.(有序畴又称为反相畴.)固溶体从无序到有序的过程是在晶体的各部分许多地点同时发生的,这些小区域扩大到彼此相遇而停止,由于它们都是独立形核,故在相遇时其原子排列顺序往往不能一致,产生了反相畴界.畴块内的原子呈有序排列,各畴块的原子排列取向也是一致,但原子当两个位错成对通过有序化区域时，可以使反相畴界达到的面积很小，从而减小对位错的阻力。对于存在很多反相畴界的有序合金，当位错横切这些反相畴界时，又会产生新的反相畴界，使位错移动受到附加阻力，从而提高材料的屈服强度。当两个位错成对通过有序化区域时，可以使反相畴界达到的面积很小简单地说，溶质元素可以使材料得到强化的微观机制在于无论是间隙式固溶原子还是置换式固溶原子都会使溶剂金属的晶格产生畸变，产生一内应力场，位错在这内应力场中运动会受到阻力。应力场的大小一方面与溶质原子和溶剂原子的尺寸差别有关，尺寸相差越大，应力场越强；另一方面也与它们二者弹性模量的大小有关。可以说，置换式或间隙式溶质原子对位错的运动，起着原子尺寸障碍的作用。

简单地说，溶质元素可以使材料得到强化的微观机制在于无论是间隙溶质原子固溶到基体材料中，分为间隙固溶和置换固溶两种方式。固溶强化也分为间隙固溶强化和置换固溶强化两种方法。溶质原子固溶到基体材料中，分为间隙固溶和置换固溶两种方式。1．间隙固溶强化

一些原子半径较小的非金属元素受原子尺寸因素的影响，可进入溶剂晶格结构中的某些间隙位置，形成间隙固溶体。对金属铁而言，其间隙固溶体是Fe与较小原子尺寸的C、N等间隙元素所组成的。间隙元素的原子半径(rx)通常小于0.1nm（如表2）。

间隙固溶体的形成条件必须满足Hägg定则，即rx/rM<0.59（rM为溶剂原子半径）。间隙固溶体总是有限固溶体，其溶解度取决于溶剂金属的晶体结构和间隙元素的原子尺寸。间隙固溶体的有限溶解度决定了它仍然保持溶剂金属的点阵类型，间隙原子仅占据溶剂金属点阵的八面体或四面体间隙。1．间隙固溶强化一些原子半径较小的非金属元素受表2一些间隙元素的原子半径

间隙元素BCNOH原子半径rx/nm0.0910.0770.0710.0630.046表2一些间隙元素的原子半径间隙元素BCNOH原子半径r

间隙原子进入到溶剂点阵中必将引起晶格畸变。间隙原子的溶解度随其原子尺寸的减小而增加，即按B、C、N、O、H的顺序而增加。间隙固溶体中，间隙原子C、N与刃型位错交互作用形成柯氏气团（CottrellAtmosphere），与螺型位借形成斯鲁克(Snoke)气团。当位错被气团钉扎时，位错移动阻力增大。为使位错挣脱气团而运动，就必须施加更大的外力，因此增加了钢的塑性变形抗力，达到强化的目的。间隙原子进入到溶剂点阵中必将引起晶格畸变。间隙原子的溶解度综合考虑各种效应，可以把间隙原子尺寸对铁(体心立方)的屈服强度的影响表达为下面的通式:（2）

σs-屈服强度；

ki-由间隙原子性质、基体晶格类型、基体的刚度、溶质和溶剂原子直径差及二者化学性质的差别等因素决定的数值；

ci-间隙原子的固溶量（摩尔分数）；

n-0.33~2.0之间变化的一个指数。

溶质原子对金属的强化作用与晶体点阵结构有关。在面心立方晶格中间隙原子造成的畸变呈球面对称，其强化属于弱强化。即：

综合考虑各种效应，可以把间隙原子尺寸对铁(体心立方)的屈服强2．置换固溶强化置换固溶体的形成规律遵循Hume-Rothery经验规律。Hume-Rothery固溶度准则:

当溶剂原子与溶质原子的半径差超过15%时,原子尺寸因素将不利于形成固溶体,固溶度将很小。组元在置换固溶体中的溶解度决定于溶剂与溶质的点阵类型、原子尺寸以及组元的电子结构，即组元在周期表中的相对位置。合金元素在α-Fe和γ-Fe中的固溶情况是不同的。图7为合金元素在α-Fe、γ-Fe中的溶解规律。其中Ni、Co、Mn形成以γ-Fe为基的无限固溶体，而Cr、V则形成以α-Fe为基的无限固溶体。形成无限固溶体必须符合溶质与溶剂点阵相同的条件。2．置换固溶强化置换固溶体的形成规律遵循Hume-Roth图7合金元素在α-Fe和γ-Fe中溶解规律示意图图7合金元素在α-Fe和γ-Fe中溶解规律示意图形成置换固溶体的第二个影响因素是原子尺寸。当形成无限或有限固溶体时，溶质与溶剂的原子半径差应不大于±15％。铁基和其它难溶金属基的无限固溶体,二者之差应不大于±8％。置换式溶质原子在基体晶格中造成的畸变大都是球面对称的，因而强化效果比间隙式溶质原子约小两个数量级，产生弱强化，而且置换式原子在面心立方晶体中的强化作用更小。形成置换固溶体的第二个影响因素是原子尺寸。当形成无限或有限固△σs＝2AGε4/3cs

（3）

式中：σs—屈服强度；A—常数；ε—错配度，表示溶质原子半径和溶剂原子半径差别的参数；

G—切变模量；cs—溶质摩尔分数。置换式溶质原子对铁素体屈服强度的影响可表示为：△σs＝2AGε4/3cs（3）式

置换式溶质原子除与位错发生弹性相互作用产生柯氏气团或斯鲁克气团外，还可能通过化学吸附或反吸附而与位错产生化学交互作用。主要表现是晶体中层错区内溶质原子的浓度。这种溶质原子在层错区的特殊分布或特殊平衡浓度的组态，称为铃木气团（SuzukiAtmosphere）。

铃木气团同样可以钉扎位错，造成金属强化。化学交互作用的强化能力远小于弹性交互作用，但该作用对温度不敏感，因而在高温下显得比较重要，可以提高材料的高温强度。置换式溶质原子除与位错发生弹性相互作用产生柯固溶强化效果主要取决于以下两个因素：

1）溶剂原子与溶质原子的直径、电化学特性差异越大，则强化效果越明显（如图8）。

2）溶质的加入量越高，强化效果越明显。但当溶质的加入量超过其溶解度时，则会析出新相，产生另外一种强化机制—弥散强化。固溶强化效果主要取决于以下两个因素：图8溶质元素对铜屈服强度的影响图8溶质元素对铜屈服强度的影响

不同的溶质原子对基体的强化作用可以叠加。图9为合金元素的浓度对低碳铁素体钢屈服强度的影响。由图可知，在低浓度范围内，C、N和P有最大的强化效果，而Cr在铁素体中强化效果较小。图9合金元素在低碳铁素体钢中的强化效果不同的溶质原子对基体的强化作用可以叠加。图9为合金元

在保证强度的前提下提高塑性，可以提高材料的韧性。间隙原子在α-Fe中的固溶度很小，如α-Fe中固溶碳量低于0.2％，低碳马氏体的α/c≈1，不出现点阵正方度的畸变，全部溶质原子偏聚于刃位错线附近（ρ＝1011~1012/cm2

）。严格说低碳位错型马氏体并不是真实的间隙固溶体，只有当含碳量大于0.2％时才出现α-Fe点阵的间隙固溶，因此低碳位错型马氏体中位错可以带着气团在铁原子完全规则排列的基体中运动，表现出良好的塑性，强韧性配合较好。在保证强度的前提下提高塑性，可以提高材料的韧性。

间隙固溶的固溶度和错配度是间隙强化的主要因素。

马氏体组织充分利用了间隙固溶强化作用。当马氏体间隙固溶碳量增至0.4％时其硬度猛增到HRC60，塑性指标φ降低到10％；继续提高含碳量，如WC=1.2%时硬度为HRC68，而φ低于5％。在间隙固溶较高碳量时，发生点阵畸变的位置增多，原子有规则排列区域明显缩小，意味着切变抗力增高，正断抗力减低，在晶界或障碍前位错塞积所引起的应力集中难以通过塑变来松弛，而只能以裂纹的发生和扩展来松弛，表现为脆性断裂，塑性和韧性很低。间隙固溶的固溶度和错配度是间隙强化的主要因素。在实际应用中合金元素可以改善材料塑性。如α-Fe置换固溶体中，Ni是改善塑性的主要元素，另外加入Pt(铂)、Rh(銠)、Ir(铱)和Re(铼)也可以改善塑性。其中Pt的作用显著，不但改善塑性而且也有相当大的强化效应。Ni提高塑性的原因主要是能促进滑移，特别是促进基体材料在低温下发生交滑移。合金元素中Si和Mn对铁的塑性损害较大，且固溶量越多，塑性越低。

间隙原子的固溶强化效果非常显著，但严重损害钢的塑性、韧性及焊接性能。置换式溶质原子可以使基体的强度平缓增加，而且含量较低时，其塑性、韧性下降不大。合金元素的固溶强化作用愈大，对钢的塑性和韧性的危害越大。选用固溶强化元素时，一定要考虑对塑性和韧性的影响。在实际应用中合金元素可以改善材料塑性。如α-Fe置换固溶体中第四章

细晶强化

Refining-grainStrengthening

细晶强化主要是利用晶界对位错的阻碍作用，通过细化晶粒来增加晶界或改善晶界性质，阻碍位错运动，提高材料强度。第四章

细晶强化

Refining-grainStre

晶粒的大小明显影响材料的强度,一般晶粒越细小材料的强度越高,图3-12给出了纯铁晶粒尺寸对其屈服强度和抗拉强度的影响

,可以看出屈服强度及抗拉强度都与晶粒尺寸的负二分之一次方成正比,这样一个关系可写成

σ0.2=σ0+Kd-1/2

,被称之为Hall-Petch关系,这是一个非常有名又有用的关系,因为用这个关系,人们可以从组织参数来推算性能。近来的研究发现,当晶粒细到纳米尺度时,这个关系不成立。图3-13是晶粒尺寸与延伸率的关系

,可以看出

,随晶粒尺寸的减少,延伸率增加,表明随着晶粒细化,在强度提高的同时,塑性也是提高的.因此,材料的韧性大幅度提高,这是这种强化手段的最突出的优点。

晶粒的大小明显影响材料的强度,一般晶粒越细小材料的强度越高

多晶体金属的晶粒边界通常是大角度晶界，相邻的不同取向的晶粒受力产生塑性变形时，部分施密特（Schmid）因子大的晶粒内位错源首先开动，并沿一定晶面产生滑移和增殖。滑移至晶界前的位错被晶界阻挡。这样，一个晶粒的塑性变形就无法直接传播到相邻的晶粒中，造成塑性变形晶粒内的位错塞积。在外力作用下，晶界上的位错塞积产生的应力场，可以作为激活相邻晶粒内位错源开动的驱动力。当应力场对位错源的作用力等于位错开动的临界应力时，相邻晶粒内的位错源开动并产生滑移与增殖，出现塑性形变。塞积位错应力场强度与塞积位错数目和外加应力值有关，而塞积位错数目正比于晶粒尺寸，因此当晶粒变细时，必须加大外加作用力以激活相邻晶粒内位错源。因此细晶材料产生塑性变形时要求更高的外加作用力，也就是说细化晶粒对金属材料起到强化作用。在滑移面上沿其滑移方向的分切应力τ:

τ=Fcosλ/(A/cosφ)=(F/A)cosλcosφcosφcosλ↑-施密特→τ

↑

（Schmid）因子-取向因子多晶体金属的晶粒边界通常是大角度晶界，相邻的不同取向的晶粒

霍尔-佩奇（Hall-Peteh）根据位错塞积模型，从理论上推导出钢的屈服强度与晶粒直径的定量关系式：

(4)式中σs

－屈服强度；

σ0－位错在单晶体中移动的阻力；

d－晶粒直径;ks－与材料本质有关而与晶粒直径无关的常数，又称晶界障碍强度系数。由上式可以看出，多晶体的强度高于单晶体；晶粒愈细，强度愈高。Hall-petch关系式是一个应用很广的公式，在大多数情况下可以定量反映材料组织与强度的关系。霍尔-佩奇（Hall-Peteh）根据位错塞积模型，从理Hall-petch公式可从位错理论（位错塞积）导出：作用在距离阻碍为r处滑移面上的切应力τ=τa(L/r)1/2,r-塞积前端与相邻晶粒内最近的位错源之间的距离，L=d,τ=τa(d/r)1/2,外加切应力τ0中有一部分τi用以克服位错在晶粒的滑移面上运动时所遭受的各种阻力（摩擦阻力），其余部分（τ0-τi

）构成塞积位错的有效切应力τa，

τ=(τ0

–τi)(d/r)1/2,

当τ达到能触发相邻晶粒的滑移（即位错开动）所需的应力τc时，变形就可继续，此时的外加切应力是τs,即τc=(τs

–τi)(d/r)1/2,或τs=τi+τc(d/r)1/2,用正应力σ表示，就是Hall-petch公式：

σs=σi+σc(d/r)1/2=σi+Kd-1/2,K=σcr1/2

Hall-petch公式可从位错理论（位错塞积）导出：

兰福德（Landford）等进一步指出，对具有回火马氏体组织的结构钢，其强度除受原始奥氏体晶粒尺寸影响外，还受马氏体形态和亚结构单元尺寸的影响。应用兰福德-科因（Landford-Cohen）关系式更能确切衡量结构特征和相界面等与强度之间的关系：

σs=σ0+Kd-1

（5）式中d为马氏体板条宽度等亚结构单元尺寸而不是原始奥氏体晶粒尺寸。该式表明，同奥氏体晶界类似，相界面也能阻碍位错的运动，对钢起到强化作用。兰福德（Landford）等进一步指出，对具有回火马氏体

一是利用合金元素改变晶界的特性，提高晶界障碍强度系数Ks值。向钢中加入表面活性元素如碳、氮、镍和硅，使其在a-Fe晶界上偏聚，可以提高阻碍位错运动的能力。面心立方晶体的滑移系比体心立方晶体的滑移系多，所以面心立方晶体的Ks较小,H.P.C晶体的Ks最大。改善陶瓷的晶界特征，对增强陶瓷的力学性能也有显著效果。利用晶界强化材料的途径主要有两种：一是利用合金元素改变晶界的特性，提高晶界障碍强度系数K

二是细化晶粒，增加晶界数量。细化晶粒可以通过钢的塑性变形、再结晶以及增加形核位置且在大范围内均匀形核等途径达到。常用的细化晶粒方法有：

1）向钢中加入铝、铌、钒和钛等元素，以形成难熔的第二相粒子，阻碍奥氏体晶界移动，从而间接细化铁素体晶粒；

2）在冶金技术方面还可以由控制终轧温度和轧后冷却等途径来细化奥氏体再结晶晶粒和冷却后的铁素体晶粒；

3）由循环奥氏体化热处理达到晶粒超细化；

4）快速奥氏体化、多级热处理、形变热处理和临界热处理等。二是细化晶粒，增加晶界数量。细化晶粒可以通过钢的

细化晶粒是金属极为重要的强化方法。细化晶粒不仅提高强度还可以提高金属的塑性和韧性，降低脆性转变温度，是同时提高强度和塑性的唯一强化机制。

导致材料断裂的初始裂纹大都发生在晶界、相界处。当形变由一个晶粒通过晶界达到相邻的晶粒时，由于晶界区原子排列紊乱、位错结构复杂等特点而跨越困难，位错在晶界塞积而使应力集中增高直到裂纹形成，这需要消耗大量的能量。随着晶粒细化，单位体积内晶界面积增加，位错运动、裂纹形成的难度和消耗的能量也相应增大，从而使钢的强韧性提高。此外细化晶粒，即增加晶界面积还能增大晶界对裂纹扩展和解理断裂的阻碍作用，也使钢的韧性提高。裂纹扩展遇到晶界时，由于晶界两侧晶粒的取向不同，使裂纹被迫改变方向或终止扩展，这也使裂纹扩展消耗的能量增大，相应提高钢的韧性。细化晶粒是金属极为重要的强化方法。细化晶粒不仅

式中γP为比表面能，即裂纹扩展时每增加单位表面积所消耗的功(大部分消耗于塑性变形过程中)；ky为Petch斜率；β、B和C为常数。当γP为定值时，晶粒越细，裂纹扩展临界应力越大，冷脆转化温度越低。又βTC=lnB-lnC-lnd-1/2

(7)(6)σc≈2GγPd-1/2/ky

依据裂纹形成的断裂理论，晶粒尺寸（d）与裂纹扩展临界应力σc

以及冷脆转化温度TC有以下关系：式中γP为比表面能，即裂纹扩展时每增加单位表面积所消

此外，由于内吸附作用，溶质原子和杂质原子常偏聚于晶界，使晶界脆化，容易导致沿晶脆断。晶粒细化时，由于晶界总面积增大使单位晶界面积内杂质量减少，钢的脆性相应降低，韧性得以改善。综上所述可知，细化晶粒增加了对位错运动的阻碍作用和变形难度，提高了材料的强度；同时也增加了裂纹形成的难度并阻碍裂纹的扩展，因而也提高了材料的韧性。所以细化晶粒是一种十分理想的材料强韧化方法。此外，由于内吸附作用，溶质原子和杂质原子常偏聚于晶界，使晶界强化的微观机制在于:对于多晶体来说,位错运动必须克服晶界的阻力。这是由于晶界二侧晶粒的取向不同,所以在某一个晶粒中滑移的位错不能穿越晶界进入相邻晶粒,只有在晶界处塞积了大量位错后引起应力集中,才可能激发相邻晶粒中已有位错运动，产生滑移,所以晶粒越细、晶界越多,材料的强度就越高。另外由于在塑性变形中,晶界起着协调相邻晶粒变形的作用,所以晶粒细

,晶界多，塑性也有改善。当前我国正在对传统产业实行技术改造、产品升级换代。在钢铁工业方面正大力研制新一代钢铁材料

,一个重要的研究思路就是利用晶粒细化达到既提高强度又提高塑性的目的.已有研究数据表明,通过各种不同的新工艺，平均晶粒尺寸可以达到几个μm或更小.关于这种超纯（指各种有害元素含量极低）、超细、高均匀化的新一代钢铁材料的研究也受到了日本、韩国、德国等世界经济强国的重视。

晶界强化的微观机制在于:对于多晶体来说,位错运动必须克服晶界铝合金的晶粒细化:上述反应产物中的TiAl3、

AlB2、TiB2、TiC、B4C、Al3Zr等均起晶粒细化作用，反应式(13-88)，(13-89)中的碳来自C2C16，精炼后的残留碳，或以碳粉形式直接加入铝液中。铝合金的晶粒细化:上述反应产物中的TiAl3、AlB2、镁合金晶粒细化:MaterialGrainrefiningelementDegreeofProbableInterferingRemarkortreatmentrefinementmechanismelementMgAl,Zn,RE,Th,Si,CaMildConcentrationgradientZrExtremeNucleationbyZrAl,Si,Fe,H,Sn,Sb,CoMg-Al-Zn-MnCinoculationMarkedNucleationbyAl4C3orAlN.Al4C3Be,Zr,Ti,RESuperheatingMarkedNucleationbyAl-Mn-FeandAl4C3Be,Zr,Ti(excessMn)Mg-Al-Mn-(Zn)FeCl3MarkedNucleationbyFe-Al-MnandAl4C3Zr,

BeRequiresMnMg-Zn(-RE-Mn)FeCl3VerymarkedNucleationbyFecompoundsAl,Si,ThZn-FeVerymarkedNucleationbyFecompoundsAl,Si,Th1%MnNH3VerymarkedNucleationbyHAl,Si,Th>1%MnMg-MnCa+N2MildZrIncreaseswithNucleationbyZrAl,Si,Fe,H,Sn,Sb,Co,NiLowerMnorZr-enrichedMgMg-Y(-Zn)Ca+ZrgrowthrestrictionornucleationbyZrparticles镁合金晶粒细化:MaterialGrainr钢与铸铁晶粒细化:碳钢及低合金钢V,Ti,B形成TiC,TiV,VN,VC高锰钢(Mn13)CaCN2高铬钢(Cr25)Ti硅钢(3%Si)TiB2铸铁石墨粉,Ca,Sr,Ba,FeSi钢与铸铁晶粒细化:碳钢及低合金钢V,Ti,B形成TiC,铜合金晶粒细化:CuLi,Bi,Li+Bi一般Cu合金Fe铝青铜(Cu-Al-Fe)V,B,Zr,Ti,V+BCu-Sn,Cu-Zn,Ti+B,V+BCu-Zn-Pb混合稀土铜合金晶粒细化:CuLi,Bi,Li+Bi一般Cu合金F钛合金晶粒细化:钛合金BB+Zr钛合金晶粒细化:钛合金BB+Zr

问题：

1.如何获得超细钢？

2.不锈钢的晶粒细化？

3.铝合金晶粒细化？

4.镁合金的晶粒细化？

5.铜合金，钛合金的晶粒细化？

6.其它？问题：第五章

弥散强化(第二相强化

)

DispersionStrengthening

弥散强化：弥散分布于基体中的第二相粒子可成为阻碍位错运动的有效障碍，从而起到强化作用。按第二相粒子特性不同，弥散强化分为可变形粒子强化和不可变形粒子强化。第五章

弥散强化(第二相强化)

Dispers

所谓第二相强化是指在金属基体（通常是固溶体）中还存在另外的一个或几个相，这些相的存在使金属的强度得到提高。金属中有第二相的方法很多，可以在浇铸时的熔融状态下加入异相颗粒制成复合材料，也可以通过合金化使得冷却过程中有第二相析出，等等。由于主要是第二相和基体的性质决定材料的性能，所以在研究强化机理时可不考虑材料的加工过程。主要考查第二相的本性，可以将其分成二类，一类是很硬很强的第二相颗粒，它不会由于位错线的作用而变形；还有一类是第二相颗粒也参与变形。这二种情况强化的效果不同，微观机制也不一样

。图3-14a是一张ＴＥＭ照片，材料是30%Zn的铜锌合金，其中有一个Al2O3的硬颗粒，可以看到当位错运动滑移到这颗粒周围时，由于这个颗粒很硬，不易变形，所以位错是经过它以后再继续运动，在它周围留下了一个位错环，这个过程的示意图见图3-14b。与这个颗粒发生作用的位错线越多，留下的位错环越多，材料便得到了强化。图3-15a是一张Ni基高温合金的ＴＥＭ照片，其中的第二相是一种金属间化合物Ni3Al,它的强度相对Al2O3要低

,而且有一定的塑性,这时运动的位错便可以穿过这个第二相,并使这个第二相变形,但所需应力要比没有这种第二相时高,所以合金的屈服应力要为这个第二相变形所限制,关于位错切过第二相的示意图表示在图3-15b。所谓第二相强化是指在金属基体（通常是固溶体）中还存在另外的材料强化理论及应用课件1．可变形粒子强化

可变形沉淀相粒子自固溶体中沉淀或脱溶析出引起的强化效应，常称作沉淀强化，又称析出强化或时效强化。沉淀强化的条件是第二相粒子能在高温下溶解，并且其溶解度随温度降低而下降。沉淀强化的基本途径是合金化加淬火（固溶）时效，合金化可以为理想的沉淀相提供成分条件。1．可变形粒子强化可变形沉淀相粒子自固溶体中沉淀或

式中，G为切变模量，γ是粒子界面能，b为柏氏只量，rc为可变形粒子半径。

沉淀过程中第二相粒子会发生由与基体共格向非共格过渡，使强化机制发生变化:当沉淀相粒子尺寸较小并与基体保持共格关系时，位错以切过的方式同第二相粒子发生交互作用；而当沉淀相粒子尺寸较大并已丧失与基体的共格关系时，位错以绕过方式通过粒子。位错切过沉淀相粒子的最大临界尺寸为：式中，G为切变模量，γ是粒子界面能，b为柏氏只量，rc

一般对共格粒子而言，粒子直径小于15nm，位错绕过粒子滑移；对非共格粒子而言，粒子直径大于1μm时，位错绕过粒子滑移。

非共格粒子强化方式同不可变形粒子的强化机制有共同之处，故常将过时效状态下非共格沉淀相粒子的强化作用归于不可变形粒子强化一类。可变形粒子强化机制取决于粒子本身的性质及其与基体的关系，主要通过共格应变效应、化学强化、有序强化、模量强化、层错强化、派-纳力强化等效应产生强化作用。一般对共格粒子而言，粒子直径小于15nm，位错绕过粒子滑

沉淀强化时第二相粒子与基体之间的共格关系，将产生共格应变场，并与位错发生交互作用。同固溶强化中溶质原子与位错的交互作用相似，引起基体点阵膨胀的沉淀相粒子与刃型位错的受拉区相吸引，而引起基体点阵收缩的沉淀相粒子与刃型位错的受压区相吸引。因此，即使滑移位错不直接切过沉淀相粒子，也会通过共格应变场阻碍位错运动。

化学强化是当滑移位错切过沉淀相粒子时，会在粒子与基体间形成新的界面（如图10），形成新界面使系统能量升高，产生强化效应。沉淀强化时第二相粒子与基体之间的共格关系，将图10位错切过沉淀相粒子形成新界面示意图图10位错切过沉淀相粒子形成新界面示意图

许多沉淀相粒子是金属间化合物，呈有序点阵结构并与基体保持共格关系。当位错切过这种有序共格沉淀粒子时，会产生反相畴界而引起强化效应。

模量强化、层错强化、派-纳力强化分别是由于沉淀相粒子的弹性模量、层错能、派-纳力与基体相的不同，使位错难于切过沉淀相粒子而导致的强化效应。

沉淀强化是多种强化效应综合作用的结果。在一般情况下，常以共格应变强化为主。许多沉淀相粒子是金属间化合物，呈有序点阵结构并与基体保持共材料强化理论及应用课件

综上所述，沉淀相可变形粒子的强化效应与以下几方面因素有关(综合作用使合金的强度提高)：

1）第二相粒子具有与基体不同的点阵结构和点阵常数，当位错切过共格粒子时在滑移面上造成错配的原子排列，增大位错运动的阻力；

2）沉淀相粒子的弹性应力场与位错的应力场之间产生交互作用，对位错的运动有阻碍作用；

3）位错切过粒子后形成滑移台阶，增加界面能，阻碍位错的运动；

4）当粒子的弹性切变模量高于基体时，位错进入沉淀相时，增大位错自身的弹性畸变能，引起位错的能量和线张力变大，位错运动受到更大的阻碍。

5)如果粒子是有序结构,则位错切过粒子时将在滑移面上产生反相畴界，反相畴界能高于粒子与基体间的界面能.综上所述，沉淀相可变形粒子的强化效应与以下几方面因素有

与基体完全共格的沉淀相粒子具有更为显著的强化效应。Al-0.4％Cu合金是通过时效处理获得弥散强化效果的典型例子。时效处理要经过三个步骤（图11）。第一步是将合金加热至溶解度曲线以上的α单相区保温，以获得均匀的α固溶体；第二步采取急冷的方法使原子来不及扩散，不能形核形成θ相，急冷后合金中只含α相，但α相中的含Cu量大大超过了其溶解度，形成非平衡结构的过饱和固溶体。第三步将过饱和α加热至低于溶解度曲线的某一温度进行保温时效，形成析出相。图12反映了时效强化的效果。与基体完全共格的沉淀相粒子具有更为显著的强化效图11Al-0.4％Cu合金的时效处理与弥散强化图11Al-0.4％Cu合金的时效处理与弥散强化图12时效时间与温度对Al-0.4％Cu合金屈服强度的影响260℃190℃150℃107℃图12时效时间与温度对Al-0.4％Cu合金屈服强度的影2．不可变形粒子强化

弥散强化时，位错难于切过弥散分布的不可变形硬粒子时，将以绕过的方式与粒子发生交互作用。第二相硬粒子的强化机理以图13说明。基体与第二相的界面存在点阵畸变和应力场，从而成为位错滑动的阻碍。滑动位错遇到这种阻碍后变得弯曲。随着外加切应力的增大，位错弯曲程度加剧，并逐渐形成环状。由于两个粒子间的位错线的符号相反