材料内部存在的大量位错，在刃型位错线附近原子发生畸变，从而使能量升高，晶体处于不稳定状态。溶质原子会“自觉”聚集到刃位错受拉部分（正刃下方负刃上方），因为这样会降低晶格的畸变，使体系更加稳定,此时，位错原子如果想要运动就要克服更大的阻力，这种现象就是所谓的“柯氏气团”。这会影响位错在外力作用下的移动---抗力会增加，这是有些金属出现屈服现象的原因。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。

柯氏气团发生在BCC和FCC材料中，像铁一类的金属具有一些杂质原子如碳，氮之类的。这些杂质原子会引起轻微的晶格畸变，相应的产生一个残余应力集中的区域围绕着这些杂质原子。这些杂质的扩散形成了一定的位错，直到抵达一个核心区域并趋于稳定。这样的一段位错如同一根针深深的插入到原有的晶体结构中。一旦位错形成针状，就需要额外的应力来移动，因而在宏观上形成了屈服强度的上升。之后位错便可以自由的在晶体内运动，宏观上看，屈服强度下降。相关的有吕德斯带。

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。

“

”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]