固溶强化的微观机理是什么？

~ 固溶强化和析出强化的微观机理及其研究进展(本人小结)
金属材料的微观强化机理可以分为许多种。以钢铁材料为例，其强化机理可以分为：1）晶界强化；2）固溶强化；3）析出强化；4）相变强化；5）有序化强化等等。[1] 固溶强化和析出强化是金属材料的其中两种较为典型的强化方式。 1 固溶强化
一般来说，无论置换固溶体还是间隙固溶体，固溶体的硬度、强度总是比组成它的纯金属要高，并且随着溶质原子浓度的增加，溶质原子和溶剂原子尺寸差别的增大（置换固溶体情况下），强化的效果加大。比如，低碳钢在常温状态属于体心立方晶格结构的材料，较小原子半径的元素如C、N，通常以间隙的形式固溶在铁的晶格之中，多数合金元素的原子如Nb、V、Ti、Mo、Al等等都置换晶格某个铁原子的位置的形式。固溶造成晶格的畸变，使钢的屈服强度提高。这种由于溶质原子的固溶而引起的强化效应，即称为“固溶强化”。[2]
就固溶强化的微观机理而言，固溶强化是由于溶质原子和位错的交互作用的结果。溶质原子和位错的交互作用就其性质而言，可以是弹性的、化学的、电性的和几何的等几种类型。溶质原子可以偏聚到位错周围形成各种气团，也可以是均匀不规则地分布在基体中，这两种情况都可以使金属材料的基体造成强化。[3]
在几种性质类型的交互作用中，溶质原子和位错的弹性交互作用最为重要。
晶体中的溶质原子是点缺陷的一种，会引起其周围发生弹性畸变。为了简化处理，假设将这种畸变看作是球形的，它的模型类似于在一个晶体中挖去一个半径为R0的空洞，相当于在晶体中取走了一个半径为R0的溶质原子，然后往空洞处填进一个半径为R的刚性球（R相当于溶质原子半径），这样就会在空洞周围引起弹性畸变，假如是属于球形畸变，点缺陷引起的体积变化△V＝4πR03ε，其中ε为失配度（R－R0）/R。因为是球形畸变，它和位错的正应力场会起作用，位错中的正应力分量的平均值可以用水静压力表示：P=(σxx＋σyy＋σzz)/3。将刃型位错正应力场表达式代入后整理得到：P=－(1+ν/1－ν)(Gb/π)(y/x2+y2)/3。若以柱坐标表示:P=－(1+ν/1－ν)(Gb/π)(sinθ/r)/3,其中r为点缺陷与位错间的距离。
当晶体中存在缺陷时,克服位错应力所做功为:W=－P△V=4(1+ν)GbR03εsinθ/3r(1－ν)。这个功也就是点缺陷和位错的交互作用能。 由此，可以作出以下几点讨论：
（1）如果交互作用能为负值，W<0，则表示位错和溶质原子相互吸引；如果为正值，W>0，则表示位错和溶质原子相互排斥。
（2）交互作用能W ∝ r -1 ,即距离位错中心越近，|W|越大。但是r不能小于位错宽度，否则无意义。
（3）如果ε>0，表示溶入的溶质原子引起体积膨胀，使交互作用能增加，表示溶质原子和位错相互排斥。对于正刃型位错而言，点缺陷所处的位置不同情况不一样。若π>θ>0,即溶质原子位于正刃型位错上方，则W>0，位错和溶质原子相互排斥。若π<θ<2π，即溶质原子位于正刃型位错下方，W<0，位错和溶质原子相互吸引。所以，对于半径大的置换溶质原子，一定是位于位错受膨胀部分才比较稳定。
（4）如果ε<0，表示溶质原子溶入后晶体体积收缩，对正刃型位错而言，若π>θ>0,溶质原子位于位错上方的受压缩部分，W<0，即意味着在刃型位错压缩区将吸引比溶质原子尺寸小的溶质原子。通常把围绕位错而形成的溶质原子聚集物，称为“柯氏气团”，它可以阻碍位错运动，产生固溶强化效应。
类似“柯氏气团”，还有“史氏气团”也产生固溶强化效应。另外“铃木气团”也产生相对较弱的固溶强化效应。
“柯氏气团”的概念最早由Cottrell提出。间隙式或者置换式溶质原子在刃型位错弹性交互作用

时，交互能为负的情况下，溶质在基体中不会形成均匀分布（当然是指在位错应力场范围内），它们要偏聚到位错周围，形成所谓“柯氏气团”。此时，位错如果要运动就必须从气团中挣脱出来或者拖着气团一起运动。于是产生了较强的固溶强化效应。
“史氏气团”即“Snoek气团”。当间隙溶质原子在体心立方晶体中产生非对称畸变时，它既和刃型位错也和螺型位错发生交互作用。C、N原子和α－Fe中的螺型位错交互作用形成的气团，即为“史氏气团”。“史氏气团”比“柯氏气团”容易在钢铁材料中形成，但它的运动阻力和“柯氏气团”差不多。实际上，我们通常说的C（N）原子在α－Fe中形成气团，即包括这两种形式。只是从与位错的交互作用分析，我们将它们人为地分开了。气团理论由Cotrell提出，既包括了柯氏气团，也包括史氏气团。
“铃木气团”与“柯氏气团”有所不同。在面心立方金属中，全位错带常可以分解为两个肖克莱位错，中间夹以层错区。在层错区原子的错排构成两个原子层厚的hcp结构。溶质原子在基体中与在层错中的分布是不同的。溶质原子在层错区的偏聚可以降低层错能。如果扩展位错从富集溶质的层错中运动出来，将使系统自由能升高，外力必须克服阻力作功。溶质原子在层错中的偏聚即称为“铃木气团”。“铃木气团”是首先由Suzuki（铃木）提出来的。因为铃木气团不像柯氏气团那样产生点阵畸变，因此铃木气团不属于弹性交互作用，而被认为是一种化学的交互作用。铃木气团的阻力比较小，只有柯氏气团的1/10。[3]
假如溶质原子不是偏聚到位错周围，或者不是作有序分布，也就不形成上述的几种气团，而是以单个原子或原子团的形式无规则地在基体中分布，位错在基体中运动，也会产生交互作用。此时引起均匀固溶强化。[3]
有关均匀固溶强化的理论主要有Mott－Nabarro理论和Fleischer理论。
Mott－Nabarro理论认为均匀固溶强化主要是由溶质与基体原子的失配度产生的内应力场造成。位错线在运动时是可弯曲的，弯曲的程度反映了溶质原子作用的强弱。而且溶质原子间距的每一段都对位错运动构成阻力。
在Mott－Nabarro理论中只考虑了原子尺寸因素，Fleischer理论则进一步综合考虑弹性模量与原子尺寸的共同影响。
Fleischer理论在铜基合金中得到了很好的证实。而在铁基合金中，尺寸因素在固溶强化中起主要作用。
除了溶质原子和位错发生交互作用，空位也能够和位错发生交互作用，而且一般情况下要超过溶质原子引起的强化。[3]
目前，研究者们对有关固溶强化的研究不仅关注于固溶强化的机理，也关注具体的一些元素以及固溶时间等在固溶强化中的作用。 如 2 析出强化
位错和第二相交互作用形成第二相强化。对于一般合金来说第二相强化往往比固溶强化效果更为显著。根据获得第二相的工艺不同，按习惯将各种第二相强化分别称呼。其中通过相变热处理获得的称为析出强化（也称沉淀强化）；而把通过粉末烧结获得的，称为弥散强化。有时也不加区分地混称为分散强化或颗粒强化。[4] 如果要单独对析出强化给出一个定义。析出强化是指金属在过饱和固溶体中溶质原子产生偏聚和（或）由之脱溶出微粒弥散分布于基体中而产生的一种强化。
析出强化在微合金钢等金属材料的生产中有相当重要的作用。微合金钢生产中，只加入微量的合金元素，只能形成碳、氮化物，主要通过细晶强化和析出强化来进行强化。微合金化钢的特点之一就是利用碳、氮化物的溶解—析出行为。微合金钢的基体内分布的碳、氮化物，还有金属间化合物、亚稳中间相等第二相质点的析出在间界、运动位错之间产生的相互作用，导致钢的流变应力和屈服强度的提高。这就是微合金钢的析出强化。，

就位错与第二相的交互作用而言，一般将第二相分为变形的和不变形的两大类，其强化机制不同。
对于多数的析出强化合金，在经过固溶处理及时效后，在其早期阶段，析出相的尺寸小，与基体保持共格，这时的析出相是可以变形的，位错可以切过析出相。当析出相有一定尺寸的时候，就属于不可变形的，运动位错接近它们时，只能绕过它们。像钢中的碳化物、氮化物一般都是不可变形的。
对于可变形的析出相，其强化效果主要决定于析出相的本性，由于强化来源的不同，可以有不同的机制。对于不变形的析出相，其强化效果主要决定于第二相尺寸或相间的平均距离。析出相对位错的障碍力集中施加在位错的钉扎点上。
可变形第二相的切过机制下，位错穿越质点，能够造成共格应变以及对层错、有序化以及弹性模量等产生种种影响。例如析出强化合金在经过固溶处理和时效后，析出相与基体保持共格，因而能够产生共格应变能。这种共格应变能是由析出相与基体原子的错配度引起的。当位错在析出相的共格内应力场中运动时，因弹性交互作用产生强化。但是当析出的第二相尺寸增加到一定数值时，共格便遭到破坏，这一强化因素就不再起作用。
奥罗万Orowan强化是析出强化的一种很重要的机制。位错绕过不变形质点所产生的强化即称奥罗万强化。当析出的第二相不变形时，位错不能切过它，而只能绕过去。从简化的奥罗万公式：τ=μb/ι可以看出对于不变形的第二相，屈服应力和第二相的性质无关，只取决于质点间距l，并与l成反比。在析出强化合金中，第二相体积恒定时，随着第二相的粗化，质点间距加大，屈服应力降低。但是这个方程只能对屈服应力作数量级的估算，应用时还需要考虑位错偶的影响、位错的线张力等因素，进行修正。
一般说来，析出强化产生的强化作用在析出的第二相是尺寸细小、数量较多而且分布均匀的情况下，可以使材料获得最大的强化效果。比如在Nb、V、Ti三种微合金元素中，Nb、 V和Ti的微细析出相才能起这种作用，所以钢的热机械处理（或控轧控冷）要力图实现细小的析出，然而0.003～0.1mm颗粒度的析出也都能产生一定的效果。

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