廣東工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)基礎(chǔ)clkjc

化學(xué)位與相平衡條件：（1）化學(xué)位：偏摩爾吉布斯自由能。用卩表示?；瘜W(xué)位的確定：在自由能一成分曲線上，過成分點(diǎn)的切線與兩縱軸的交點(diǎn)。（2）相平衡的條件：兩組元在各相中的化學(xué)位分別相等。yAa=卩?A=……在自由能一成分曲線上，表現(xiàn)為各曲線間有公切線。2?固溶體合金的平衡結(jié)晶與純金屬結(jié)晶的比較：①相同點(diǎn)：基本過程：形核一長大；熱力學(xué)條件：/T〉0；能量條件：能量起伏；結(jié)構(gòu)條件：結(jié)構(gòu)起伏。②不同點(diǎn)：合金在一個溫度范圍內(nèi)結(jié)晶（可能性：相律分析；必要性：成分均勻化。）合金結(jié)晶是選分結(jié)晶：需成分起伏。3固溶體的不平衡結(jié)晶：（1）原因:冷速快（假設(shè)液相成分均勻、固相成分不均勻）。（2）結(jié)晶過程特點(diǎn)：固相成分按平均成分線變化（但每一時刻符合相圖）；結(jié)晶的溫度范圍增大；組織多為樹枝狀。（3）成分偏析：晶內(nèi)偏析：一個晶粒內(nèi)部化學(xué)成分不均勻現(xiàn)象。枝晶偏析：樹枝晶的枝干和枝間化學(xué)成分不均勻的現(xiàn)象。（消除：擴(kuò)散退火，在低于固相線溫度長時間保溫。）成分過冷及其對晶體生長形態(tài)的影響：（1）成分過冷：由成分變化與實(shí)際溫度分布共同決定的過冷。（2）形成：界面溶質(zhì)濃度從高到低一液相線溫度從低到高。（圖示：溶質(zhì)分布曲線一勻晶相圖一液相線溫度分布曲線一實(shí)際溫度分布曲線一成分過冷區(qū)。）（3）成分過冷形成的條件和影響因素：條件：G/R〈mCO（1-kO）/DkO；合金固有參數(shù)：m（液相線斜率），k0;實(shí)驗(yàn)可控參數(shù)：G（溫度梯度），R（凝固速度）。（4）成分過冷對生長形態(tài)的影響：（正溫度梯度下）G越小，成分過冷越大一生長形態(tài)：平面狀一胞狀一樹枝狀。成分過冷與固溶體的組織：（1）熱溫過冷：液體過冷度完全取決于液體中實(shí)際溫度的分布。純金屬結(jié)晶時的過冷（結(jié)晶過程中熔點(diǎn)不變）。（2）成分過冷：由于結(jié)晶過程中液相成分變化而導(dǎo)致熔點(diǎn)變化，從而形成的過冷。合金結(jié)晶時存在，由液體中的成分變化及液體中的實(shí)際溫度分布共同決定。3成分過冷對固溶體生長形態(tài)及組織的影響（正溫度梯度下），G越小，成分過冷越大一生長形態(tài)：平面狀－胞狀－樹枝狀。6?共晶轉(zhuǎn)變：由一定成分的液相同時結(jié)晶出兩個一定成分固，相的轉(zhuǎn)變（Pb-Sn,Al-Si,Al-Cu,Mg-Si,Al-Mg）共晶相圖：具有共晶轉(zhuǎn)變特征的相圖；特點(diǎn)：液態(tài)無限互溶、固態(tài)有限互溶或完全不溶，且發(fā)生共晶反應(yīng)。共晶組織：共晶轉(zhuǎn)變產(chǎn)物（是兩相混合物）。7.共晶組織及其形成機(jī)理：共晶組織的基本特征是兩相交替排列，但兩相的形態(tài)卻是多種多樣。層片狀（a）、棒狀（纖維狀）（b）、球狀（c）、針狀（d）、螺旋狀（e）等。8?共晶系合金的非平衡凝固和組織：（1）偽共晶：共晶成分附近的非共晶合金所得到的完全共晶組織。①偽共晶：由非共晶成分的合金所得到的完全共晶組織。②形成原因：位于共晶點(diǎn)附近的合金成分進(jìn)行不平衡結(jié)晶。偽共晶區(qū)具有不同的形狀（對稱或偏移）。（2）離異共晶：成分位于共晶線上兩端點(diǎn)附近的合金形成的兩相分離的共晶組織。①離異共晶：成分位于共晶線上兩端點(diǎn)附近的合金得到的兩相分離的共晶組織。（平衡條件、非平衡條件均可形成）②形成原因：初晶的量很多，共晶體的量很少，共晶體中的a相依附在初晶a上生長，p在晶界析出。③消除：擴(kuò)散退火。9?包晶轉(zhuǎn)變：由已結(jié)晶出來的一定成分的固相和剩余液相（確定成分）反應(yīng)生成另一個一定成分固相的轉(zhuǎn)變。包晶相圖：具有包晶轉(zhuǎn)變特征的相圖。特點(diǎn)：液態(tài)無限互溶、固態(tài)有限互溶或完全不溶，且發(fā)生包晶反應(yīng)。包晶組織：包晶轉(zhuǎn)變產(chǎn)物。10.共價(jià)鍵的特性：1）飽和性：兩個相鄰原子間只能共用一對電子（一個原子的共價(jià)鍵數(shù)，一般為其未成對的價(jià)電子數(shù)，最多不超過8－N（N為未成對電子數(shù)））。2）方向性：在共價(jià)晶體中，原子以一定的角度相鄰接，各鍵之間有確定的方位。共價(jià)鍵材料的特性：（1）共價(jià)鍵的結(jié)合力很大，所以共價(jià)鍵材料具有強(qiáng)度高、硬度大、熔點(diǎn)高、脆性大、結(jié)構(gòu)穩(wěn)定等特點(diǎn)。（2）導(dǎo)電性差：為使電子運(yùn)動產(chǎn)生電流，必須破壞共價(jià)鍵，需加高溫、高壓，因此共價(jià)鍵材料具有很好的絕緣性。金剛石中碳原子間的共價(jià)鍵非常牢固，金剛石是世界上最堅(jiān)硬的固體。11?離子鍵材料的特性：1）一般離子晶體中正負(fù)離子靜電引力較強(qiáng)，結(jié)合力很大。因此離子晶體的強(qiáng)度高、硬度大、熔點(diǎn)高、熱膨脹系數(shù)小、脆性大。2）在離子晶體中很難產(chǎn)生可以自由運(yùn)動的電子，因此，離子晶體都是良好的絕緣體。金屬材料的各種特征：（1）良好延展性：當(dāng)金屬受力變形，原子之間的相互位置發(fā)生改變時，金屬正離子始終被包圍在電子云中，金屬鍵不被破壞。（2）良好的導(dǎo)電性：在電場作用下，自由電子沿電場方向作定向運(yùn)動，形成電流。（3）良好的導(dǎo)熱性：在熱的作用下，正離子震蕩加劇并傳遞熱量。（4）金屬不透明：金屬中的自由電子可以吸收可見光的能量，被激發(fā)、躍遷到較高能級。（5）金屬光澤：當(dāng)電子跳回到原來能級時，將所吸收的能量重新輻射出來。晶體材料的共同特點(diǎn)是：1）結(jié)構(gòu)有序，物理性質(zhì)表現(xiàn)為各向異性；2）具有固定的熔點(diǎn)；3）晶體的排列狀態(tài)（晶體結(jié)構(gòu)）是由構(gòu)成原子或分子的幾何學(xué)形狀和鍵的形式?jīng)Q定的。非晶體材料的共同特點(diǎn)是：1）結(jié)構(gòu)無序，物理性質(zhì)表現(xiàn)為各向同性；2）無固定熔點(diǎn)。晶向指數(shù)與晶面指數(shù)之間的關(guān)系：1）指數(shù)相同的晶向和晶面垂直；2）當(dāng)晶向指數(shù)（uvw）和晶面指數(shù)（hkl）之間具有：hu+kv+lw=0時，則該晶向和晶面具有平行關(guān)系。（1）點(diǎn)缺陷：在三維空間各方向上尺寸都很小的缺陷，相當(dāng)于原子數(shù)量級。如：空位、間隙原子、置換原子等。點(diǎn)缺陷的形成：晶體中位于晶格結(jié)點(diǎn)上的原子并非靜止不動的，而是以其平衡位置為中心作熱運(yùn)動。晶體中存在能量起伏，使得某一瞬間，某個原子具有足夠大的能量，克服周圍原子對它的制約，跳出其所在的位置，使晶格中形成空結(jié)點(diǎn)，稱空位?？瘴皇且环N熱平衡缺陷。溫度越高，空位濃度越大。點(diǎn)陣畸變：點(diǎn)缺陷的存在，使得周圍原子相互之間的作用力失去平衡，為了達(dá)到新的平衡，原子需要重新調(diào)整其平衡位置，從而使點(diǎn)陣產(chǎn)生彈性畸變，即點(diǎn)陣畸變，又稱晶格畸變。點(diǎn)缺陷周圍原子偏離了其平衡位置，形成彈性應(yīng)力場。形成點(diǎn)缺陷后，晶體的內(nèi)能升高，增加的能量稱為點(diǎn)缺陷形成能。點(diǎn)缺陷的類型：（1）空位：肖脫基空位－離位原子進(jìn)入其它空位或遷移至晶界或表面。弗蘭克爾空位－離位原子進(jìn)入晶體間隙。肖脫基空位－離位原子進(jìn)入其它空位或遷移至晶界或表面。弗蘭克爾空位－離位原子進(jìn)入晶體間隙。（2）間隙原子：位于晶體點(diǎn)陣間隙的原子（自間隙原子、異類間隙原子）。（3）置換原子：位于晶體點(diǎn)陣位置的異類原子。點(diǎn)缺陷對晶體性能的影響：（1）結(jié)構(gòu)變化：晶格畸變（如空位引起晶格收縮，間隙原子引起晶格膨脹，置換原子可引起收縮或膨脹）。（2）性能變化：物理性能（如電阻率增大）。（3）力學(xué)性能（屈服強(qiáng)度提高）。（4）增大擴(kuò)散系數(shù)。點(diǎn)陣畸變：點(diǎn)缺陷的存在，使得周圍原子相互之間的作用力失去平衡，為了達(dá)到新的平衡，原子需要重新調(diào)整其平衡位置，從而使點(diǎn)陣產(chǎn)生彈性畸變，即點(diǎn)陣畸變，又稱晶格畸變。點(diǎn)缺陷周圍原子偏離了其平衡位置，形成彈性應(yīng)力場。形成點(diǎn)缺陷后，晶體的內(nèi)能升高，增加的能量稱為點(diǎn)缺陷形成能。（2）線缺陷：在兩個方向上尺寸很小，另外一個方向上的尺寸很大的缺陷，主要指位錯。位錯主要有兩種模型：一種為刃型位錯，一種為螺型位錯。位錯對材料的塑性變形、強(qiáng)度、斷裂等力學(xué)性能起著決定性的作用。同時，位錯對擴(kuò)散、相變等過程也有較大的影響。1）刃型位錯:在位錯線周圍一個有限區(qū)域內(nèi)，原子離開了其平衡位置，即產(chǎn)生了點(diǎn)陣畸變。點(diǎn)陣畸變區(qū)出現(xiàn)彈性應(yīng)力場。（1）點(diǎn)陣畸變在多余半原子面兩側(cè)左右對稱。（2）在含有半原子面部分，晶體受壓應(yīng)力；在不含半原子面部分，晶體受拉應(yīng)力。螺型位錯:模型：1）無多余半原子面；2）位錯線//晶體滑移方向。分類：左螺型位錯；右螺型位錯。全位錯：柏氏矢量的模等于該晶向上原子間距的整數(shù)倍的位錯稱為全位錯。單位位錯：柏氏矢量的模等于該晶向上原子間距的位錯稱為單位位錯。不全位錯：柏氏矢量的模小于該晶向上原子間距的位錯稱為不全位錯。位錯的性質(zhì)：1）是已滑移區(qū)和未滑移區(qū)的邊界。2）刃型位錯可以是各種形狀的曲線，螺型位錯只能是一條直線。3）位錯線不能在晶體內(nèi)部中斷。在晶體內(nèi)，位借可以自成閉合的位錯環(huán)，或者和其他位錯相連接，或者穿過晶體終止在晶界或晶體表面。位錯的運(yùn)動有兩種基本形式：滑移和攀移?作用在位錯上的力F的特征：1）F力的方向始終垂直于位錯線，并指向滑移面上的未滑移區(qū)；2）刃型位錯上的力F與切應(yīng)力t的方向一致，螺型位錯上的力F與切應(yīng)力t的方向垂直；3）F力不是切應(yīng)力t的分力，t是位錯附近原子實(shí)際受到的力，F(xiàn)只是作用在位錯這種特殊組態(tài)上的假想力。4）任意形狀的位錯線，各點(diǎn)處所受外力F始終等于tb,且力F的方向始終垂直于該點(diǎn)處的位錯線。位錯攀移以后，晶體的體積一般會發(fā)生變化，把這類位錯運(yùn)動稱為非守恒運(yùn)動；而位錯滑移以后，晶體的體積不會發(fā)生變化，把這類位錯運(yùn)動稱為守恒運(yùn)動。位錯的增殖、塞積與交割:位錯的交割:晶體中位錯線的方位各式各樣，不同滑移面上運(yùn)動的位錯在運(yùn)動中相遇就有可能發(fā)生位錯互相切割現(xiàn)象，稱之為位錯的交割?位錯的交割的結(jié)果在原來是直的位錯線上形成一段一個或幾個原子間距大小的折線（割階），使原來的位錯線變長，能量增加，因此交割過程對位錯運(yùn)動具有阻礙作用，使變形過程中產(chǎn)生應(yīng)變硬化。以面心立方為例：在面心立方晶體中有兩種類型的不全位錯：肖克萊不全位錯和弗蘭克不全位錯。肖克萊不全位錯：通過滑移形成（只能滑移，不能攀移,屬可動位錯）弗蘭克不全位錯：在完整晶體中局部抽出或插入一層原子所形成。（只能攀移，不能滑移。屬不動位錯）.（3）面缺陷：在一個方向上的尺寸很小，另外兩個方向上的尺寸很大的缺陷。晶體的面缺陷包括晶體的外表面和晶體的內(nèi)界面（包括晶界、亞晶界、孿晶界、相界、堆垛層錯等）。面缺陷對金屬的物理性能、化學(xué)性能和力學(xué)性能都有著重要影響。晶界：兩個空間位向不同的相鄰晶粒之間的界面.將兩個相鄰晶粒的點(diǎn)陣彼此通過晶界向?qū)Ψ窖由旌?，再?jīng)過微小的調(diào)整后，其中一些陣點(diǎn)將出現(xiàn)有規(guī)律的相互重合。由這些重合陣點(diǎn)構(gòu)成的新點(diǎn)陣稱為“重合位置點(diǎn)陣”。重合位置的原子占晶體原子的比例稱為重合位置密度。界面處包含的重合位置密度越高，兩晶粒在界面上的配合越好，界面能越低。界面特性:（1）界面能會引起界面吸附。（2）界面上原子擴(kuò)散速度較快。（3）對位錯運(yùn)動有阻礙作用。（4）易被氧化和腐蝕。（5）原子的混亂排列利于固態(tài)相變的形核。過冷現(xiàn)象（1）過冷：金屬的實(shí)際開始結(jié)晶溫度Tn總是低于理論結(jié)晶溫度Tm的現(xiàn)象。（2）過冷度：液體材料的理論結(jié)晶溫度（Tm）與其實(shí)際溫度之差。△T=Tm-Tn.過冷是結(jié)晶的必要條件（結(jié)晶過程總是在一定的過冷度下進(jìn)行），改變過冷度可以控制鑄件晶粒的大小。影響過冷度的因素：（1）金屬的純度越高，過冷度越大。（2）冷卻速度越快，過冷度越大。冷卻曲線的幾個特點(diǎn)：1.冷卻曲線上出現(xiàn)溫度回升現(xiàn)象.在實(shí)際開始結(jié)晶溫度，大量晶核形成釋放的結(jié)晶潛熱多于金屬向外界散失的熱量，導(dǎo)致出現(xiàn)溫度的回升。2.在純金屬的冷卻曲線上出現(xiàn)“平臺”.液態(tài)金屬在結(jié)晶過程中釋放的結(jié)晶潛熱與金屬向外界散失的熱量達(dá)到平衡。3.“平臺”的溫度與熔點(diǎn)的關(guān)系.“平臺”的溫度低于熔點(diǎn)（理論結(jié)晶溫度）。冷卻速度越慢，“平臺”的溫度越接近理論結(jié)晶溫度。晶胚的形成受到兩個力的作用：結(jié)晶的驅(qū)動力：在過冷條件下，固相的自由能低于液相的自由能。當(dāng)過冷液體中出現(xiàn)晶胚時，原子由液態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)楣虘B(tài)，使系統(tǒng)自由能降低；結(jié)晶的阻力：由于晶胚構(gòu)成新的表面，形成表面能，使系統(tǒng)的自由能升高。晶胚形成時總的自由能變化決定著晶胚能否長大。影響非均勻形核的因素：a過冷度：與均勻形核相同，提高冷卻速度可增加形核率。b外來物質(zhì)表面結(jié)構(gòu)：0越小越有利。點(diǎn)陣匹配原理：結(jié)構(gòu)相似，點(diǎn)陣常數(shù)相近。c外來物質(zhì)表面形貌：表面下凹有利。d物理方法：振動（機(jī)械振動、電磁振動、音頻或超聲波振動）晶核長大的條件.動態(tài)過冷度：晶核長大所需的過冷度（是材料凝固的必要條件）.晶體長大機(jī)制：粗糙界面：垂直長大。光滑界面：橫向長大：二維晶核長大、依靠缺陷長大。幾種晶體長大機(jī)制的比較：1.垂直長大是一種連續(xù)長大方式，長大速度快（如定向凝固）；需要過冷度?。?.01-0.05C）。二維晶核長大不能連續(xù)進(jìn)行，長大速度很慢。3.螺型位錯長大是一種連續(xù)長大方式（有永不消失的臺階）。但由于只能在臺階側(cè)面生長，長大速度也較慢；需在較大的過冷度（1-2°C）下進(jìn)行。晶體的長大形態(tài)：a.固-液前沿液相中的溫度梯度：（1）正溫度梯度（液體中距液固界面越遠(yuǎn)，溫度越高）;（2）負(fù)溫度梯度（液體中距液固界面越遠(yuǎn)，溫度越低）.b.平面狀長大形態(tài)（正溫度梯度）.粗糙界面：平面狀。光滑界面：臺階狀（小平面狀）。C.樹枝狀長大形態(tài)（負(fù)溫度梯度）.粗糙界面:樹枝狀。光滑界面：a較小時，呈樹枝狀一多面體一臺階狀。 a很大時，規(guī)則形狀。擴(kuò)散的現(xiàn)象與本質(zhì)：（1）擴(kuò)散：熱激活的原子通過自身的熱振動克服束縛而遷移它處的過程。（2）現(xiàn)象：柯肯達(dá)爾效應(yīng)。（3）本質(zhì)：原子無序躍遷的統(tǒng)計(jì)結(jié)果。（不是原子的定向移動）。菲克（FickA）第一定律（1） 第一定律描述：單位時間內(nèi)通過垂直于擴(kuò)散方向的某一單位面積截面的擴(kuò)散物質(zhì)流量（擴(kuò)散通量J）與濃度梯度成正比。（2） 表達(dá)式：J=-D（dc/dx）。（C—溶質(zhì)原子濃度；D-擴(kuò)散系數(shù)）。（3）適用條件：穩(wěn)態(tài)擴(kuò)散-dc/dt=0,濃度及濃度梯度不隨時間改變。25?菲克第二定律：（1）表達(dá)式：一維1）?一般：6C/at=Q（D6C/諭/Sx2）?特殊：氐/3t=Do2C/3x2三維 SC/3t=D（32/3x2+32/3y2+32/3z2）C（2） 適用條件：1）穩(wěn)態(tài)擴(kuò)散：3C/3t=0，3J/3x=0o2）非穩(wěn)態(tài)擴(kuò)散：3C/3t#0,3J/3x#0（3C/3t=—3J/3x）第二定律的應(yīng)用：（1）誤差函數(shù)解，適用條件：無限長棒和半無限長棒。（恒定擴(kuò)散源〕表達(dá)式：Cx=Cs—（Cs-C0）erf（x/2VDt）伴無限長棒）。（2）正弦解：Cx,t=Cp+A0sin（nx/入）exp（-n2Dt/入2），Cp:平均成分；A0：振幅Cmax-Cp；入：晶粒間距的一半。（3） 高斯解（薄膜解）：Cx=（M/VnDT）exp（-x2/4Dt），適用條件：限定擴(kuò)散源、衰減薄膜源，（擴(kuò)散物質(zhì)總量M不變；t=0,c=0）上坡擴(kuò)散，概念：原子由低濃度處向高濃度處遷移的擴(kuò)散。驅(qū)動力：化學(xué)位梯度。其它引起上坡擴(kuò)散的因素：彈性應(yīng)力的作用--大直徑原子跑向點(diǎn)陣的受拉部分，小直徑原子跑向點(diǎn)陣的受壓部分，造成固溶體內(nèi)溶質(zhì)原子的不均勻分布。晶界的內(nèi)吸附--某些原子易富集在晶界上，造成晶界上該原子濃度高于晶內(nèi)。電場、溫度場的作用--大的電場、溫度場作用可使原子按一定方向擴(kuò)散，造成原子分布不均勻。反應(yīng)擴(kuò)散：（1）反應(yīng)擴(kuò)散：擴(kuò)散過程中，當(dāng)溶質(zhì)含量超過基體金屬的溶解度時，基體金屬將發(fā)生相變形成新相。例子：鋼中滲碳、滲氮。（2）相分布規(guī)律：二元擴(kuò)散偶中不存在兩相區(qū)，只能形成不同的單相區(qū)；三元擴(kuò)散偶中可以存在兩相區(qū)，不能形成三相區(qū)。影響擴(kuò)散系數(shù)的因素：1）.溫度：溫度越高，擴(kuò)散系數(shù)越大。（原子的振動能越大；空位濃度提高。）2）.晶體結(jié)構(gòu)：致密度小的晶體結(jié)構(gòu)較致密度大的晶體結(jié)構(gòu)，原子在其中的擴(kuò)散系數(shù)大。3）.固溶體的類型：不同類型的固溶體，原子的擴(kuò)散機(jī)制是不同的。間隙固溶體的擴(kuò)散激活能一般均較小。4）.晶體缺陷：晶內(nèi)、晶界、表面的擴(kuò)散系數(shù)不同。晶界、表面和位錯等對擴(kuò)散起著快速通道的作用，這是由于晶體缺陷處點(diǎn)陣畸變較大，原子處于較高的能量狀態(tài)，易于跳躍，故各種缺陷處的擴(kuò)散激活能均比晶內(nèi)擴(kuò)散激活能小，加快了原子的擴(kuò)散。5）.化學(xué)成分：結(jié)合鍵的強(qiáng)度、溶質(zhì)濃度、第三組元等。塑性變形的主要方式：滑移、孿生?；片F(xiàn)象：在切應(yīng)力作用下，晶體的一部分相對于另一部分沿著一定的晶面（滑移面）和晶向（滑移方向）產(chǎn)生相對位移，且不破壞晶體內(nèi)部原子排列規(guī)律性的塑變方式。30.滑移系：(1)幾何要素：滑移面(密排面)，滑移方向(密排方向)。(2)滑移系：一個滑移面和該面上一個滑移方向的組合。滑移系的個數(shù)：(滑移面?zhèn)€數(shù))X(每個面上所具有的滑移方向的個數(shù))。滑移系數(shù)目與材料塑性的關(guān)系：一般滑移系越多，塑性越好；與滑移面原子密排程度和滑移方向個數(shù)有關(guān).滑移時晶體的轉(zhuǎn)動：(1)位向和晶面的變化：拉伸時,滑移面和滑移方向趨于平行于力軸方向;壓縮時，滑移面逐漸趨于垂直于壓力軸線。(2)取向因子的變化：幾何硬化：卩尢遠(yuǎn)離45。，滑移變得困難；幾何軟化：卩尢接近45。，滑移變得容易。多滑移：對于具有多組滑移系的晶體，滑移首先在取向最有利的滑移系(其分切應(yīng)力最大)中進(jìn)行，但由于變形時晶面轉(zhuǎn)動的結(jié)果，另一組滑移面上的分切應(yīng)力也可能逐漸增加到足以發(fā)生滑移的臨界值以上，于是晶體的滑移就可能在兩組或更多的滑移面同時進(jìn)行或交替地進(jìn)行，從而產(chǎn)生多系滑移。交滑移：晶體在兩組或多組不同滑移面上沿同一滑移方向進(jìn)行的滑移。交滑移的實(shí)質(zhì)是螺位錯在不改變滑移方向的前提下，從一個滑移面轉(zhuǎn)到相交接的另一個滑移面的過程。交滑移可以使滑移有更大的靈活性?；频奈诲e機(jī)制：晶體的滑移是通過位錯的運(yùn)動來實(shí)現(xiàn)的.孿生：在切應(yīng)力作用下，晶體的一部分相對于另一部分沿一定的晶面和晶向發(fā)生均勻切變，已切變區(qū)與未切變區(qū)呈鏡面對稱關(guān)系。孿晶：已切變區(qū)與未切變區(qū)以孿晶面為準(zhǔn)，呈鏡面對稱關(guān)系。孿晶在顯微鏡下呈帶狀或透鏡狀。孿生變形的特點(diǎn)：(1)孿生使一部分晶體發(fā)生了均勻切變，而滑移只集中在一些晶面上；(2)孿生后晶體的位向關(guān)系發(fā)生了改變，滑移后晶體的位向關(guān)系并未改變；(3)孿生變形通常出現(xiàn)在滑移受阻的應(yīng)力集中區(qū)，臨界切應(yīng)力比滑移大；(4)孿生對塑性變形的貢獻(xiàn)比滑移小得多，但當(dāng)滑移受阻時，孿生可以改變晶體位向，使滑移繼續(xù)下去。晶界對變形的阻礙作用：(1)晶界的特點(diǎn)：原子排列不規(guī)則；分布有大量缺陷。(2)晶界對變形的影響：滑移、孿生多終止于晶界,極少穿過。(3)晶粒大小與性能的關(guān)系。a晶粒越細(xì)，強(qiáng)度越咼(細(xì)晶強(qiáng)化：霍爾一配奇公式)bs=c0+kdT/2。原因：晶粒越細(xì)，晶界越多，位錯運(yùn)動的阻力越大。b晶粒越細(xì)，塑韌性提高。晶粒越多，變形均勻性提高，由應(yīng)力集中導(dǎo)致的開裂機(jī)會減少，可承受更大的變形量，表現(xiàn)出咼塑性。細(xì)晶粒材料中，應(yīng)力集中小，裂紋不易萌生；晶界多，裂紋不易傳播，在斷裂過程中可吸收較多能量,表現(xiàn)咼韌性。固溶強(qiáng)化：固溶體材料隨溶質(zhì)含量提咼其強(qiáng)度、硬度提咼而塑性、韌性下降的現(xiàn)象。強(qiáng)化機(jī)制：晶格畸變，阻礙位錯運(yùn)動；柯氏氣團(tuán)強(qiáng)化。固溶強(qiáng)化的影響因素：a.溶質(zhì)原子含量越多，強(qiáng)化效果越好；b.溶劑與溶質(zhì)原子半徑差越大，強(qiáng)化效果越好；c.價(jià)電子數(shù)差越大，強(qiáng)化效果越好；d.間隙溶質(zhì)原子的強(qiáng)化效果咼于置換溶質(zhì)原子。按溶質(zhì)原子位置不同，可分為置換固溶體和間隙固溶體。隨溶質(zhì)含量的增加，合金的強(qiáng)度、硬度提咼，塑性有所下降。溶質(zhì)原子的存在及其固溶度的增加，使基體金屬的變形抗力隨之提咼?；貜?fù)：冷變形金屬在低溫加熱時，其顯微組織無可見變化，但其物理、力學(xué)性能卻部分恢復(fù)到冷變形以前的過程。再結(jié)晶：冷變形金屬被加熱到適當(dāng)溫度時，在變形組織內(nèi)部新的無畸變的等軸晶粒逐漸取代變形晶粒，而使形變強(qiáng)化效應(yīng)完全消除的過程。影響再結(jié)晶的因素：1.退火溫度。溫度越咼，再結(jié)晶速度越大。加熱速度太低或太咼，再結(jié)晶溫度提咼。2.變形量。變形量越大，再結(jié)晶溫度越低；隨變形量增大，再結(jié)晶溫度趨于穩(wěn)定；在給定溫度下發(fā)生再結(jié)晶需要以一臨界變形量，變形量低于該值，再結(jié)晶不能進(jìn)行。3.原始晶粒尺寸。晶粒越小，變形抗力越大，冷變形儲存能越咼，再結(jié)晶驅(qū)動力越大；同時，晶界越多，有利于形核。4.微量溶質(zhì)元素。一方面增加變形儲存能，利于再結(jié)晶；一方面阻礙位錯和晶界的運(yùn)動，不利于再結(jié)晶。實(shí)驗(yàn)表明，金屬純度越咼，再結(jié)晶溫度越低。5.第二分散相。間距和直徑都較大時，提咼畸變能，并可作為形核核心，促進(jìn)再結(jié)晶；直徑和間距很小時，提咼畸變能但阻礙晶界遷移，阻礙再結(jié)晶。均勻形核：1).形核時的能量變化.(1)相變驅(qū)動力：體積自由能AGv；(2)相變阻力：界面能p■，應(yīng)變能Es。具有低表面能和咼應(yīng)變能的共格/半共格晶核：為了降低應(yīng)變能，新相傾向于呈盤狀和片狀；具有咼表面能和低應(yīng)變能的非共格晶核：為了降低表面能，新相傾向于呈球狀。若相變后應(yīng)變能顯著增加，則新相趨向于呈片狀或針狀。相變阻力大：界面能增加；額外彈性應(yīng)變能：比體積差；擴(kuò)散困難(新、舊相化學(xué)成分不同時)。非均勻形核：(1)晶界形核：表面能咼，降低臨界晶核的形核功；新相在母相表面部分界面重建，降低界面能。結(jié)構(gòu)混亂，易擴(kuò)散，利于擴(kuò)散相變。(2)位錯形核：新相生成處位錯消失，能量釋放，提咼驅(qū)動力；新相生成處位錯不消失，可作為半共格界面的形成部分；易于發(fā)生偏聚(氣團(tuán))，有利于成分起伏，易于擴(kuò)散，有利于發(fā)生擴(kuò)散型相變。(3)空位形核：促進(jìn)擴(kuò)散；新相生成處空位消失，提供能量；空位群可凝結(jié)成位錯促進(jìn)形核(在過飽和固溶體的脫溶析出過程中，空位作用更明顯。)脫熔轉(zhuǎn)變概念：當(dāng)固溶體因溫度變化等而呈過飽和狀態(tài)時，將自發(fā)地發(fā)生分解過程，其所含的過飽和溶質(zhì)原子通過擴(kuò)散而形成新相析出，此過程稱為脫溶。相圖中具有溶解度變化的體系，從單相區(qū)經(jīng)過溶解度飽和線進(jìn)入兩相區(qū)時，就要發(fā)生脫溶分解。按照系統(tǒng)自由焓取最低原則，脫熔相應(yīng)為平衡相。但實(shí)際發(fā)生的過程中，相當(dāng)多的情況都是介穩(wěn)平衡的，但它并非過程終態(tài)，在一定的條件下，介穩(wěn)相會轉(zhuǎn)變?yōu)槠胶庀啵纬伤^脫熔貫序現(xiàn)象。在工業(yè)生產(chǎn)過程中，工藝目標(biāo)或?qū)嶋H可能獲得的狀態(tài)，幾乎都是脫熔貫序中的介穩(wěn)狀態(tài)，而并非平衡狀態(tài)。A1-CU合金的時效脫熔貫序?yàn)椋篴一G.P-0''一0a相：A1-Cu合金固溶體(面心立方)；G.P:圓盤狀的熔質(zhì)原子Cu富集區(qū)，與母相完全共格。0''：成分接近CuAl2，圓片狀過渡相(脫熔相)，正方點(diǎn)陣，與母相共格，強(qiáng)化作用最強(qiáng)。0':成分接近CuAl2，圓片狀過渡相(脫熔相)，與母相呈半共格關(guān)系，強(qiáng)化作用減弱。0:平衡相，CuAl2。與母相呈非共格關(guān)系，強(qiáng)化作用顯著減弱。馬氏體轉(zhuǎn)變：(1)轉(zhuǎn)變特點(diǎn)：無擴(kuò)散性。切變共格與表面浮凸。慣習(xí)面及位向關(guān)系。轉(zhuǎn)變是在一個溫度范圍內(nèi)進(jìn)行的。轉(zhuǎn)變不完全(有殘余奧氏體)。(2)?馬氏體結(jié)構(gòu)與形態(tài)：馬氏體是碳在a-Fe中的過飽和固溶體，碳存在于八面體間隙中。馬氏體的亞結(jié)構(gòu)：(1)低碳鋼、中碳鋼、不銹鋼淬火形成板條馬氏體(位錯馬氏體)；(2)咼碳鋼(碳含量大于0.6%)淬火形成片狀馬氏體(孿晶馬氏體)44?馬氏體相變的形核及動力學(xué)：(1)馬氏體的轉(zhuǎn)變是一個形核及長大的過程。(2)轉(zhuǎn)變溫度范圍：Ms-Mf。在Ms-Mf范圍內(nèi)，溫度越低，馬氏體轉(zhuǎn)變量越多。(3)馬氏體轉(zhuǎn)變動力學(xué)：等溫轉(zhuǎn)變馬氏體，變溫轉(zhuǎn)變馬氏體、形變誘發(fā)馬氏體。(4)殘余奧氏體。鐵碳相圖的成分組織與性能的對應(yīng)關(guān)系：1.強(qiáng)度。隨碳含量的增加，亞共析鋼中P增多而F減少,P的強(qiáng)度較F咼.同時P的組織越細(xì)密，其強(qiáng)度值越高.所以亞共析鋼的強(qiáng)度隨碳含量的增大而增；當(dāng)碳含量超過共析點(diǎn)之后，強(qiáng)度很低的Fe3CII沿晶界出現(xiàn)，合金強(qiáng)度的增高變慢，到約0.9%C時，F(xiàn)e3CII沿晶界形成完整的網(wǎng)，強(qiáng)度開始迅速降低，到2.11%C合金中將出現(xiàn)Le時,強(qiáng)度已降至很低的值；再增加碳含量時，合金基體都為脆性很高的Fe3C,強(qiáng)度變化不大且值很低，趨于Fe3C的強(qiáng)度(約30MPa)。2.硬度。隨含碳量增加，合金硬度呈直線關(guān)系增大。3?塑性。鐵碳合金中Fe3C是極脆的相，沒有塑性?合金的塑性變形全部由F提供?所以隨碳含量的增大，F(xiàn)量不斷減少時，合金的塑性連續(xù)下降.到合金成為白口鑄鐵時，塑性就降到近于零值了.Fe-3%C室溫組織組成物相對量的計(jì)算:組織組成物：P、Fe3C、Le組織組成物相對量：Le%=L%=E2/EC=(3-2.11)/(4.3-2.11)=40.6%A%=(P+Fe3C)%=2C/EC=(4.3-3)/(4.3-2.11)=59.4% Fe3C%=2C/ECX(2.11-0.77)/(6.69-0.77)=13.4%P%=A%-Fe3C%=(59.4-13.4)%=46%相組成物：F、Fe3C 相組成物相對量：F%=(6.69-3)/6.69X100%=55.2% Fe3C%=3/6.69X100%=44.8%A6-NF+FesC它們的相對質(zhì)量為圖1工業(yè)純鐵結(jié)晶過程示意圖它們的相對質(zhì)量為共析鋼的室溫組織組成物也全部是P，而組成相為F和FeC，3F%=6.69-0.77x100%=88%；FeC%=1-F%=12%36.69圖3亞共析鋼結(jié)晶過程示意圖含0.4％C的亞共析鋼的組織組成物（F和P）的相對質(zhì)量為：圖2共析鋼結(jié)晶過程示意圖0.4一0.02P%= x100%=51%；F%=1一51%