第一章材料中的原子排列第一節原子的結合方式原子結構原子結合鍵離子鍵與離子晶體原子結合：電子轉移，結合力大，無方向性和飽和性；離子晶體；硬度高，脆性大，熔點高、導電性差。如氧化物陶瓷。共價鍵與原子晶體原子結合：電子共用，結合力大，有方向性和飽和性；原子晶體：強度高、硬度高（金剛石、熔點高、脆性大、導電性差。如高分子材料。金屬鍵與金屬晶體原子結合：電子逸出共有，結合力較大，無方向性和飽和性；金屬晶體：導電性、導熱性、延展性好，熔點較高。如金屬。金屬鍵：依靠正離子與構成電子氣的自由電子之間的靜電引力而使諸原子結合到一起的方式。分子鍵與分子晶體原子結合：電子云偏移，結合力很小，無方向性和飽和性。分子晶體：熔點低，硬度低。如高分子材料。氫鍵：（離子結合）（氫鍵結合H—O混合鍵。如復合材料。結合鍵分類一次鍵（化學鍵）：金屬鍵、共價鍵、離子鍵。二次鍵（物理鍵）：分子鍵和氫鍵。原子的排列方式晶體：原子在三維空間內的周期性規則排列。長程有序，各向異性。非晶體：――――――――――不規則排列。長程無序，各向同性。第二節原子的規則排列一晶體學基礎空間點陣與晶體結構1-5特征：a原子的理想排列；b有14種。其中：空間點陣中的點－陣點。它是純粹的幾何點，各點周圍環境相同。描述晶體中原子排列規律的空間格架稱之為晶格。空間點陣中最小的幾何單元稱之為晶胞。特征：a可能存在局部缺陷；b可有無限多種。晶胞 圖1－6――－：構成空間點陣的最基本單元。選取原則：a能夠充分反映空間點陣的對稱性；b相等的棱和角的數目最多；c具有盡可能多的直角；d體積最小。形狀和大小有三個棱邊的長度a,b,c及其夾角α,β,γ表示。晶胞中點的位置表示（坐標法。布拉菲點陣 圖1－714種點陣分屬7個晶系。晶向指數與晶面指數晶向：空間點陣中各陣點列的方向。晶面：通過空間點陣中任意一組陣點的平面。國際上通用米勒指數標定晶向和晶面。晶向指數的標定a建立坐標系。確定原點（陣點、坐標軸和度量單位（棱邊。b求坐標。u’,v’,w’。c化整數。u,v,w.d加[ ]。[uvw]說明：a指數意義：代表相互平行、方向一致的所有晶向。b負值：標于數字上方，表示同一晶向的相反方向。c晶向族：晶體中原子排列情況相同但空間位向不同的一組晶向。用<uvw>表示，數字相同，但排列順序不同或正負號不同的晶向屬于同一晶向族。晶面指數的標定a建立坐標系：確定原點（非陣點、坐標軸和度量單位。b量截距：x,y,z。c取倒數：h’,k’,l’。d化整數：h,k,k。e加圓括號：(hkl)。說明：a指數意義：代表一組平行的晶面；b0的意義：面與對應的軸平行；c平行晶面：指數相同，或數字相同但正負號相反；d 晶面族：晶體中具有相同條件（原子排列和晶面間距完全相同同的各組晶面。用{hkl}表示。e若晶面與晶向同面，則hu+kv+lw=0;fu=h,k=v,w=l。六方系晶向指數和晶面指數a六方系指數標定的特殊性：四軸坐標系（等價晶面不具有等價指數。b晶面指數的標定標法與立方系相同(四個截距)；用四個數字(hkil)表示；i=-(h+k)。c晶向指數的標定標法與立方系相同(四個坐標)；用四個數字(uvtw)表示；t=-(u+w)依次平移法：適合于已知指數畫晶向（末點。坐標換算法：[UVW]~[uvtw]u=(2U-V)/3,v=(2V-U)/3,t=-(U+V)/3,w=W。晶帶a――：平行于某一晶向直線所有晶面的組合。晶帶軸 晶帶面b性質：晶帶用晶帶軸的晶向指數表示；晶帶面//晶帶軸；hu+kv+lw=0c晶帶定律凡滿足上式的晶面都屬于以[uvw]為晶帶軸的晶帶。推論：由兩晶面(h1k1l1)(h2k2l2)求其晶帶軸u=k1l2-k2l1v=l1h2-l2h1w=h1k2-h2k1。由兩晶向[u1v1w1][u2v2w2]求其決定的晶面(hkl)。H=v1w1-v2w2;k=w1u2-w2u1;l=u1v2-u2v1。晶面間距a――：一組平行晶面中，相鄰兩個平行晶面之間的距離。b計算公式（簡單立方）：d=a/(h2+k2+l2)1/2注意：只適用于簡單晶胞；對于面心立方hkl不全為偶、奇數、體心立方h+k+l=奇數時，d(hkl)=d/2。二典型晶體結構及其幾何特征三種常見晶體結構 面心立方（A1,FCC）體心立方（A1,BCC）密排六方（A3,HCP）晶胞原子數426點陣常數a=2/2ra=4/3/3ra=2r配位數128（8＋6）12致密度0.740.680.74堆垛方式ABCABC..ABABAB..ABABAB..結構間隙正四面體正八面體四面體扁八面體四面體正八面體（個數）8 412 612 6（rB/rA）0.225 0.4140.29 0.150.225 0.414配位數（CN）：晶體結構中任一原子周圍最近且等距離的原子數。致密度（K）：晶體結構中原子體積占總體積的百分數。K=nv/V。間隙半徑（rB）：間隙中所能容納的最大圓球半徑。離子晶體的結構鮑林第一規則（負離子配位多面體規則）：負離子配位多面體，正負離子間的平衡距離取決于正負離子半徑之和，正離子的配位數取決于正負離子的半徑比。鮑林第二規則（電價規則含義）：多面體所共有。鮑林第三規則（棱與面規則）：降低這個結構的穩定性。共價鍵晶體的結構8-N。方向性：各鍵之間有確定的方位（配位數小，結構穩定）三多晶型性元素的晶體結構隨外界條件的變化而發生轉變的性質。四影響原子半徑的因素溫度與應力結合鍵的影響配位數的影響 （高配位結構向低配位結構轉變時，體積膨脹，原子半徑減減緩體積變化。核外電子分布的影響（一最小值。第三節原子的不規則排列原子的不規則排列產生晶體缺陷。晶體缺陷在材料組織控制（如擴散、相變）和性能控制（如材料強化）中具有重要作用。晶體缺陷：實際晶體中與理想點陣結構發生偏差的區域。（晶體缺陷可分為以下三類。）點缺陷：在三維空間各方向上尺寸都很小的缺陷。如空位、間隙原子、異類原子等。線缺陷：在兩個方向上尺寸很小，而另一個方向上尺寸較大的缺陷。主要是位錯。面缺陷：在一個方向上尺寸很小，在另外兩個方向上尺寸較大的缺陷。如晶界、相界、表面等。一點缺陷點缺陷的類型 圖1－31空位：肖脫基空位－離位原子進入其它空位或遷移至晶界或表面。弗蘭克爾空位－離位原子進入晶體間隙。間隙原子：位于晶體點陣間隙的原子。置換原子：位于晶體點陣位置的異類原子。點缺陷的平衡濃度點缺陷是熱力學平衡的缺陷－在一定溫度下，晶體中總是存在著一定數量的點缺陷（空位（原因：晶體中形成點缺陷時，體系內能的增加將使自由能升高，但體系熵值也增加了，G-nn）點缺陷的平衡濃度C=Aexp(-?Ev/kT)點缺陷的產生及其運動點缺陷的產生平衡點缺陷：熱振動中的能力起伏。過飽和點缺陷：外來作用，如高溫淬火、輻照、冷加工等。點缺陷的運動（遷移、復合－濃度降低；聚集－濃度升高－塌陷）點缺陷與材料行為結構變化：晶格畸變（）性能變化：物理性能（力學性能（）二線缺陷（位錯）位錯：晶體中某處一列或若干列原子有規律的錯排。意義：（對材料的力學行為如塑性變形、強度、斷裂等起著決定性的作用，對材料的擴散、相變過程有較大影響。）位錯的提出：1926的巨大差異（2～4個數量級。1934年，泰勒、波朗依、奧羅萬幾乎同時提出位錯的概念。1939年，柏格斯提出用柏氏矢量表征位錯。1947年，柯垂耳提出溶質原子與位錯的交互作用。1950年，弗蘭克和瑞德同時提出位錯增殖機制。之后，用TEM直接觀察到了晶體中的位錯。位錯的基本類型刃型位錯模型：滑移面/半原子面/位錯線（位錯線┻晶體滑移方向，位錯線┻位錯運動方向，晶體滑移方向//位錯運動方向。）分類：正刃型位錯（┻；負刃型位錯（┳。螺型位錯模型：滑移面/（位錯線//）分類：左螺型位錯；右螺型位錯。混合位錯模型：滑移面/位錯線。位錯的性質形狀：不一定是直線，位錯及其畸變區是一條管道。是已滑移區和未滑移區的邊界。交，或自行封閉成環。柏氏矢量確定方法(避開嚴重畸變區)在位錯周圍沿著點陣結點形成封閉回路。在理想晶體中按同樣順序作同樣大小的回路。在理想晶體中從終點到起點的矢量即為――。柏氏矢量的物理意義代表位錯，并表示其特征（強度、畸變量。表示晶體滑移的方向和大小。柏氏矢量的守恒性（唯一性）：一條位錯線具有唯一的柏氏矢量。判斷位錯的類型。柏氏矢量的表示方法b=a/n[uvw]（可以用矢量加法進行運算。b求模：/b/=a/n[u2+v2+w2]1/2。位錯密度表示方法：ρ＝K/Vρ＝n/A晶體強度與位錯密度的關系（τ-ρ。位錯觀察：浸蝕法、電境法。位錯的運動位錯的易動性。位錯運動的方式滑移：位錯沿著滑移面的移動。刃型位錯的滑移：具有唯一的滑移面螺型位錯的滑移：具有多個滑移面。攀移：刃型位錯在垂直于滑移面方向上的運動。機制：原子面下端原子的擴散――位錯隨半原子面的上下移動而上下運動。分類：正攀移（原子面上移、空位加入）/負攀移（原子面下移、原子加入應力的作用：（半原子面側）壓應力有利于正攀移，拉應力有利于負攀移。作用在位錯上的力（單位距離上滑移：f=τb；攀移：f=σb。位錯的應變能與線張力單位長度位錯的應變能：W=αGb2。（α＝0.5~1.0,螺位錯取下限，刃位錯取上限。）位錯是不平衡的缺陷。（商增不能抵銷應變能的增加。）位錯的線張力：T=αGb2。保持位錯彎曲所需的切應力：τ＝Gb/2r。位錯的應力場及其與其它缺陷的作用應力場螺位錯：τ＝Gb/2πr（刃位錯：表達式（1－9）晶體中：滑移面以上受壓應力，滑移面以下受拉應力。滑移面：只有切應力。位錯與位錯的交互作用f=τb，f=－σb（刃位錯。同號相互排斥，異號相互吸引。（達到能量最低狀態。）位錯與溶質原子的相互作用間隙原子聚集于位錯中心，使體系處于低能態。柯氏氣團：溶質原子在位錯線附近偏聚的現象。導致位錯攀移。位錯的增殖、塞積與交割位錯的增殖：F-R源。位錯的塞積分布：逐步分散。位錯受力：切應力作用在位錯上的力、位錯間的排斥力、障礙物的阻力。位錯的交割位錯交割后結果：按照對方位錯柏氏矢量（變化方向和大小割階：位錯交割后的臺階不位于它原來的滑移面上。扭折：――――――――位于―――――――――。對性能影響：增加位錯長度，產生固定割階。位錯反應位錯反應：位錯的分解與合并。反應條件幾何條件：∑b前=∑b后；反應前后位錯的柏氏矢量之和相等。能量條件：∑b2前>∑b2后;反應后位錯的總能量小于反應前位錯的總能量。實際晶體中的位錯全位錯：通常把柏氏矢量等于點陣矢量的位錯稱為全位錯或單位位錯。（實際晶體中的典型全位錯如表1－7所示）不全位錯：柏氏矢量小于點陣矢量的位錯。（實際晶體中的典型不全位錯如表1－7所示）肖克萊和弗蘭克不全位錯。肖克萊不全位錯的形成：原子運動導致局部錯排，錯排區與完整晶格區的邊界線即為肖克萊不全位錯。（結合位錯反應理解。可為刃型、螺型或混合型位錯。）（）堆垛層錯與擴展位錯堆垛層錯：晶體中原子堆垛次序中出現的層狀錯排。擴展位錯：一對不全位錯及中間夾的層錯稱之。三面缺陷面缺陷主要包括晶界、相界和表面，它們對材料的力學和物理化學性能具有重要影響。晶界晶界：兩個空間位向不同的相鄰晶粒之間的界面。分類大角度晶界：晶粒位向差大于10度的晶界。其結構為幾個原子范圍內的原子的混亂排列，可視為一個過渡區。小角度晶界：晶粒位向差小于10度的晶界。其結構為位錯列，又分為對稱傾側晶界和扭轉晶界。亞晶界：位向差小于1度的亞晶粒之間的邊界。為位錯結構。孿晶界：兩塊相鄰孿晶的共晶面。分為共格孿晶界和非共格孿晶界。相界相界：相鄰兩個相之間的界面。分類：共格、半共格和非共格相界。表面表面吸附：外來原子或氣體分子在表面上富集的現象。分類物理吸附：由分子鍵力引起，無選擇性，吸附熱小，結合力小。化學吸附：由化學鍵力引起，有選擇性，吸附熱大，結合力大。界面特性界面能會引起界面吸附。界面上原子擴散速度較快。對位錯運動有阻礙作用。易被氧化和腐蝕。原子的混亂排列利于固態相變的形核。第二章固體中的相結構合金

合金與相的物質。（如一元、二元、三元合金〕合金系：給定合金以不同的比例而合成的一系列不同成分合金的總稱。相（如單相、兩相、多相合金。）相的分類固溶體：晶體結構與其某一組元相同的相。含溶劑和溶質。中間相（金屬化合物）：組成原子有固定比例，其結構與組成組元均不相同的相。第一節固溶體按溶質原子位置不同，可分為置換固溶體和間隙固溶體。按固溶度不同，可分為有限固溶體和無限固溶體。按溶質原子分布不同，可分為無序固溶體和有序固溶體。置換固溶體置換固溶體：溶質原子位于晶格點陣位置的固溶體。影響置換固溶體溶解度的因素a原子尺寸因素原子尺寸差越小，越易形成置換固溶體，且溶解度越大。△r=(rA-rB)/rA當△r<15%時，有利于大量互溶。b晶體結構因素結構相同，溶解度大，有可能形成無限固溶體。c電負性因素電負性差越小，越易形成固溶體，溶解度越大。d電子濃度因素電子濃度e/a越大，溶解度越小。e/a有一極限值，與溶劑晶體結構有關。一價面心立方金屬為1.36，一價體心立方金屬為1.48。（上述四個因素并非相互獨立，其統一的理論的是金屬與合金的電子理論。）間隙固溶體影響因素：原子半徑和溶劑結構。溶解度：一般都很小，只能形成有限固溶體。固溶體的結構晶格畸變。偏聚與有序：完全無序、偏聚、部分有序、完全有序。固溶體的性能固溶體的強度和硬度高于純組元，塑性則較低。固溶強化：由于溶質原子的溶入而引起的強化效應。柯氏氣團有序強化第二節金屬間化合物中間相是由金屬與金屬，或金屬與類金屬元素之間形成的化合物，也稱為金屬間化合物。1正常價化合物形成：電負性差起主要作用，符合原子價規則。鍵型：隨電負性差的減小，分別形成離子鍵、共價鍵、金屬鍵。組成：ABAB22電子化合物（電子相）形成：電子濃度起主要作用，不符合原子價規則。鍵型：金屬鍵（金屬－金屬。組成：電子濃度對應晶體結構，可用化學式表示，可形成以化合物為基的固溶體。間隙化合物形成：尺寸因素起主要作用。結構簡單間隙化合物（間隙相）：金屬原子呈現新結構，非金屬原子位于其間隙，結構簡單。復雜間隙化合物：主要是鐵、鈷、鉻、錳的化合物，結構復雜。組成：可用化學式表示，可形成固溶體，復雜間隙化合物的金屬元素可被置換。拓撲密堆相形成：由大小原子的適當配合而形成的高密排結構。組成：AB2。金屬化合物的特性力學性能：高硬度、高硬度、低塑性。儲氫材料等。第三節陶瓷晶體相陶瓷材料簡介（1）分類：結構陶瓷（利用其力學性能）：強度（葉片、活塞、韌性（切削刀具硬度（研磨材料。功能陶瓷（利用其物理性能）精細功能陶瓷：導電、氣敏、濕敏、生物、超導陶瓷等。功能轉換陶瓷：壓電、光電、熱電、磁光、聲光陶瓷等。結合鍵：離子鍵、共價鍵。硅酸鹽陶瓷：主要是離子鍵結合，含一定比例的共價鍵。可用分子式表示其組成。硅酸鹽陶瓷的結構特點與分類結構特點的間隙。橋。結構分類aSi-OSi-OSi-O團兩類。b鏈狀硅酸鹽：Si-O團共頂連接成一維結構，又含單鏈和雙鏈兩類。c層狀硅酸鹽：Si-O團底面共頂連接成二維結構。d骨架狀硅酸鹽：Si-O團共頂連接成三維結構。第三章凝固與結晶凝固：物質從液態到固態的轉變過程。若凝固后的物質為晶體，則稱之為結晶。凝固過程影響后續工藝性能、使用性能和壽命。凝固是相變過程，可為其它相變的研究提供基礎。第一節材料結晶的基本規律液態材料的結構結構：長程有序而短程有序。特點（與固態相比）：原子間距較大、原子配位數較小、原子排列較混亂。過冷現象（見熱分析實驗圖）過冷度：液體材料的理論結晶溫度(Tm)與其實際溫度之差。△T=Tm-T (見冷卻曲線)注：過冷是凝固的必要條件（凝固過程總是在一定的過冷度下進行。結晶過程（見示意圖）描述結晶進程的兩個參數形核率：單位時間、單位體積液體中形成的晶核數量。用N表示。長大速度：晶核生長過程中，液固界面在垂直界面方向上單位時間內遷移的距離。用G表示。第二節材料結晶的基本條件熱力學條件（1）G-T曲線（圖3－4）aG-T函數的一次導數（負）確定。dG/dT=-Sb是上凸曲線：由二次導數（負）確定。d2G/d2T=-Cp/Tc液相曲線斜率大于固相：由一次導數大小確定。二曲線相交于一點，即材料的熔點。（2）熱力學條件△Gv=－Lm△T/Tma△T>0,△Gv<0－過冷是結晶的必要條件（之一。b△T越大,△Gvc△Gv的絕對值為凝固過程的驅動力。結構條件結構起伏（相起伏）：的必要條件（之二。第三節晶核的形成非均勻形核：新相晶核依附于其它物質擇優形成。均勻形核（1）晶胚形成時的能量變化△G＝V△Gv+σS=(4/3)πr3△Gv+4πr2σ 3－8)〔2〕臨界晶核rk（3〕臨界過冷度

d△G/dr=0rk=-2σ/△Gvrk=-2σTm/Lm△T臨界過冷度：形成臨界晶核時的過冷度。△Tk.△T≥△Tk是結晶的必要條件。形核功與能量起伏△Gk＝Skσ/3臨界形核功：形成臨界晶核時需額外對形核所做的功。（晶的必要條件之三。形核率與過冷度的關系N=N1.N2 (3－11，12)由于N受N1.N2兩個因素控制，形核率與過冷度之間是呈拋物線的關系。非均勻形核模型：外來物質為一平面，固相晶胚為一球冠。自由能變化：表達式與均勻形核相同。臨界形核功σlw=σsw+σslcosθ△Gk非/△Gk=(2-3cosθ+cos3θ)/4aθ=0時，△Gk非＝0，雜質本身即為晶核；b180>θ>0時,△Gk非<△Gk,雜質促進形核；cθ=180時，△Gk非＝△Gk，雜質不起作用。影響非均勻形核的因素a過冷度：（N-△T（3－16）外來物質表面結構：θ近。c外來物質表面形貌：表面下凹有利。（圖3－17）第四節晶核的長大晶核長大的條件動態過冷動態過冷度：晶核長大所需的界面過冷度。（是材料凝固的必要條件）足夠的溫度合適的晶核表面結構。液固界面微結構與晶體長大機制粗糙界面（微觀粗糙、宏觀平整－金屬或合金從來可的界面）：垂直長大。光滑界面（微觀光滑、宏觀粗糙－無機化合物或亞金屬材料的界面）：二維晶核長大、依靠缺陷長大。液體中溫度梯度與晶體的長大形態正溫度梯度（液體中距液固界面越遠，溫度越高粗糙界面：平面狀。光滑界面：臺階狀。負溫度梯度（液體中距液固界面越遠，溫度越低粗糙界面：樹枝狀。光滑界面：樹枝狀－臺階狀。第五節凝固理論的應用材料鑄態晶粒度的控制Zv=0.9(N/G)3/4提高過冷度。降低澆鑄溫度，提高散熱導熱能力，適用于小件。化學變質處理。促進異質形核，阻礙晶粒長大。振動和攪拌。輸入能力，破碎枝晶。單晶體到額制備基本原理：保證一個晶核形成并長大。制備方法：尖端形核法和垂直提拉法。定向凝固技術原理：單一方向散熱獲得柱狀晶。制備方法。急冷凝固技術非晶金屬與合金微晶合金。準晶合金。第四章二元相圖相：（概念回顧）相圖：描述系統的狀態、溫度、壓力及成分之間關系的圖解。二元相圖：第一節相圖的基本知識相律相律：熱力學平衡條件下，系統的組元數、相數和自由度數之間的關系。表達式：f=c-p+2;壓力一定時，f=c-p+1。應用可確定系統中可能存在的最多平衡相數。如單元系2個，二元系3個。可以解釋純金屬與二元合金的結晶差別。純金屬結晶恒溫進行，二元合金變溫進行。相圖的表示與建立狀態與成分表示法狀態表示：溫度－成分坐標系。坐標系中的點－表象點。成分表示：質量分數或摩爾分數。相圖的建立方法：實驗法和計算法。過程：配制合金－測冷卻曲線－確定轉變溫度－填入坐標－繪出曲線。相圖結構：兩點、兩線、三區。杠桿定律平衡相成分的確定（0）數值確定：直接測量計算或投影到成分軸測量計算。注意：只適用于兩相區；三點（支點和端點）要選準。第二節二元勻晶相圖勻晶相同及其分析勻晶轉變：由液相直接結晶出單相固溶體的轉變。勻晶相圖：具有勻晶轉變特征的相圖。相圖分析（Cu-Ni相圖為例兩點：純組元的熔點；兩線：L,S相線；三區：L,α,L+α。固溶體合金的平衡結晶平衡結晶：每個時刻都能達到平衡的結晶過程。平衡結晶過程分析①冷卻曲線：溫度－時間曲線；②相（組織）與相變（；③組織示意圖；④成分均勻化：每時刻結晶出的固溶體的成分不同。與純金屬結晶的比較①相同點：基本過程：形核－長大；熱力學條件：⊿T>0；能量條件：能量起伏；結構條件：結構起伏。② 不同點：合金在一個溫度范圍內結晶（）合金結晶是選分結晶：需成分起伏。固溶體的不平衡結晶原因：冷速快（假設液相成分均勻、固相成分不均勻。結晶過程特點：固相成分按平均成分線變化（但每一時刻符合相圖結晶的溫度范圍增大；組織多為樹枝狀。成分偏析：晶內偏析：一個晶粒內部化學成分不均勻現象。枝晶偏析：樹枝晶的枝干和枝間化學成分不均勻的現象。（消除：擴散退火，在低于固相線溫度長時間保溫。）穩態凝固時的溶質分布穩態凝固：從液固界面輸出溶質速度等于溶質從邊界層擴散出去速度的凝固過程。平衡分配系數：在一定溫度下，固、液兩平衡相中溶質濃度的比值。k0=Cs/Cl溶質分布：液、固相內溶質完全混合（平衡凝固固相不混合、液相完全混合－b;固相不混合、液相完全不混合－c；固相不混合、液相部分混合－d。區域熔煉（上述溶質分布規律的應用）成分過冷及其對晶體生長形態的影響成分過冷：由成分變化與實際溫度分布共同決定的過冷。形成：界面溶質濃度從高到低－液相線溫度從低到高。（圖示：溶質分布曲線－勻晶相圖－液相線溫度分布曲線－實際溫度分布曲線－成分過冷區。）條件：G/R<mC0(1-k0)/Dk0合金固有參數：m,k0;實驗可控參數：G,R。成分過冷對生長形態的影響（正溫度梯度下）G越大，成分過冷越大－生長形態：平面狀－胞狀－樹枝狀。第三節二元共晶相圖及合金凝固共晶轉變：由一定成分的液相同時結晶出兩個一定成分固相的轉變。共晶相圖：具有共晶轉變特征的相圖。（液態無限互溶、固態有限互溶或完全不溶，且發生共晶反應。共晶組織：共晶轉變產物。（是兩相混合物）相圖分析（相圖三要素）點：純組元熔點；最大溶解度點；共晶點（是亞共晶、過共晶成分分界點）等。線：結晶開始、結束線；溶解度曲線；共晶線等。區：3個單相區；3個兩相區；1個三相區。合金的平衡結晶及其組織（Pb-Sn相圖為例）Wsn<19％的合金①凝固過程（冷卻曲線、相變、組織示意圖。②二次相（次生相）的生成：脫溶轉變（二次析出或二次再結晶。③室溫組織（α＋βⅡ）及其相對量計算。共晶合金①凝固過程（冷卻曲線、相變、組織示意圖。②共晶線上兩相的相對量計算。③室溫組織（α＋β＋αⅡ＋βⅡ）及其相對量計算。亞共晶合金①凝固過程（冷卻曲線、相變、組織示意圖。②共晶線上兩相的相對量計算。③室溫組織（α＋βⅡ＋（α＋β）及其相對量計算。④組織組成物與組織圖組織組成物：組成材料顯微組織的各個不同本質和形態的部分。組織圖：用組織組成物填寫的相圖。不平衡結晶及其組織偽共晶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：不平衡結晶。成分位于共晶點附近。③不平衡組織由非共晶成分的合金得到的完全共晶組織。共晶成分的合金得到的亞、過共晶組織。（偽共晶區偏移）不平衡共晶①不平衡共晶：位于共晶線以外成分的合金發生共晶反應而形成的組織。②原因：不平衡結晶。成分位于共晶線以外端點附件。離異共晶①離異共晶：兩相分離的共晶組織。②形成原因平衡條件下，成分位于共晶線上兩端點附近。不平衡條件下，成分位于共晶線外兩端點附。③消除：擴散退火。共晶組織的形成共晶體的形成成分互惠－交替形核 片間搭橋－促進生長兩相交替分布共晶組織共晶體的形態粗糙－粗糙界面：層片狀（一般情況、棒狀、纖維狀（一相數量明顯少于另一相）粗糙－平滑界面：具有不規則或復雜組織形態（由于兩相微觀結構不同）所需動態過冷度不同，金屬相任意長大，另一相在其間隙長大。可得到球狀、針狀、花朵狀、樹枝狀共晶體。骨骼狀、螺旋狀、蜘蛛網狀的共晶體。初生晶的形態：金屬固溶體：粗糙界面－樹枝狀；非金屬相：平滑界面－規則多面體。第四節二元包晶相圖包晶轉變：由一個特定成分的固相和液相生成另一個特點成分固相的轉變。包晶相圖：具有包晶轉變特征的相圖。相圖分析點、線、區。平衡結晶過程及其組織包晶合金的結晶結晶過程：包晶線以下，L,αββ－度－擴散－ββ。室溫組織：β或β＋αⅡ。C-D結晶過程：α室溫組織：α＋β＋αⅡ＋βⅡ。不平衡結晶及其組織異常α相β異常β相由不平衡包晶轉變引起。成分在靠近固相、包晶線以外端點附件。包晶轉變的應用組織設計：如軸承合金需要的軟基體上分布硬質點的組織。晶粒細化。第五節其它類型的二元相圖自學內容第六節鐵碳合金相圖二元相圖的分析和使用二元相圖中的幾何規律①相鄰相區的相數差1（點接觸除外）－相區接觸法則；②三相區的形狀是一條水平線，其上三點是平衡相的成分點。③若兩個三相區中有2個相同的相，則兩水平線之間必是由這兩相組成的兩相區。④單相區邊界線的延長線應進入相鄰的兩相區。相圖分析步驟①以穩定的化合物分割相圖；②確定各點、線、區的意義；③分析具體合金的結晶過程及其組織變化注：虛線、點劃線的意義－尚未準確確定的數據、磁學轉變線、有序－無序轉變線。相圖與合金性能的關系②根據相圖判斷材料的工藝性能鑄造性能：根據液固相線之間的距離XX（因為液固相成分差別大X（因為枝晶發達；X（因為液固兩相共存的溫區大塑性加工性能：選擇具有單相固溶體區的合金。熱處理性能：選擇具有固態相變或固溶度變化的合金。二鐵－碳合金相圖組元和相（1）組元：鐵－石墨相圖：Fe,C;鐵－滲碳體相圖：Fe-Fe3C。相：Lδ,A(γ),F(α),Fe3C(K)（其定義）相圖分析點：16個。線：兩條磁性轉變線；三條等溫轉變線；其余三條線：GS,ES,PQ。區：5個單相區，7個兩相區，3個三相區。相圖標注：相組成物標注的相圖。組織組成物標注的相圖。3合金分類：工業純鈦（、碳鋼（0.0218<C%<2.11%、鑄鐵（C%>2.11%）平衡結晶過程及其組織典型合金（7種）的平衡結晶過程、組織變化、室溫組織及其相對量計算。重要問題：Fe3CⅠ,Fe3CⅡ,Fe3CLd-Ld`轉變。二次杠桿的應用。含碳量對平衡組織和性能的影響對平衡組織的影響（C%提高）組織：α＋Fe3CⅢ 相：α減少，Fe3C增多；Fe3C形態：Fe3CⅢ（薄網狀、點狀） 共析Fe3C（層片狀）Fe3CⅡ（網狀共晶Fe3C（基體） Fe3CⅠ（粗大片狀。對力學性能的影響強度、硬度升高，塑韌性下降。對工藝性能的影響適合鍛造：C%<2.11%，可得到單相組織。適合鑄造：C%～4.3%。，流動性好。適合冷塑變：C%<0.25%，變形阻力小。適合熱處理：0.0218~2.11，有固態相變。第七節相圖的熱力學解釋圖示講解第八節鑄錠組織及其控制鑄錠組織鑄錠三區：表層細晶區、柱狀晶區、中心等軸晶區。因素影響。鑄錠缺陷微觀偏析宏觀偏析正偏析反偏析比重偏析夾雜與氣孔氣孔：析出型和反應型。縮孔和疏松形成：凝固時體積縮小－補縮不足－形成縮孔。分類：集中縮孔（縮孔、縮管）和分散縮孔（疏松，枝晶骨架相遇，封閉液體，造成補縮困難形成。）第五章三元相圖第一節總論三元相圖的主要特點是立體圖形，主要由曲面構成；可發生四相平衡轉變；一、二、三相區為一空間。成分表示法－成分三角形（等邊、等腰、直角三角形）已知點確定成分；已知成分確定點。成分三角形中特殊的點和線三個頂點：代表三個純組元；三個邊上的點：二元系合金的成分點；平行于某條邊的直線：其上合金所含由此邊對應頂點所代表的組元的含量一定。通過某一頂點的直線：其上合金所含由另兩個頂點所代表的兩組元的比值恒定。平衡轉變的類型共晶轉變：L0 T αa+βb+γc;包晶轉變：L0＋αa+βb T γc;包共晶轉變：L0＋αa T βb+γc;還有偏共晶、共析、包析、包共析轉變等共線法則與杠桿定律（由相率可知，此時系統有一）兩條推論的成分點必然位于已知成分點連線的延長線上。若兩個平衡相的成分點已知，合金的成分點必然位于兩個已知成分點的連線上。重心定律在一定溫度下，三元合金三相平衡時，合金的成分點為三個平衡相的成分點組成的三（）平衡相含量的計算：所計算相的成分點、合金成分點和二者連線的延長線與對邊的交點組成一個杠桿。合金成分點為支點。計算方法同杠桿定律。第二節三元勻晶相圖相圖分析點：Ta,Tb,Tc-三個純組元的熔點；面：液相面、固相面；區：L,α,L+α。三元固溶體合金的結晶規律液相成分沿液相面、固相成分沿固相面，呈蝶形規律變化。（立體圖不實用）等溫界面（水平截面）做法：某一溫度下的水平面與相圖中各面的交線。截面圖分析變溫截面（垂直截面

3個相區：L,α,L+α;2條相線：L1L2,S1S2（共軛曲線）;若干連接線：可作為計算相對量的杠桿（偏向低熔點組元；可用合金成分點與頂點的連線近似代替做法：某一垂直平面與相圖中各面的交線。二種常用變溫截面 經平行于某條邊的直線做垂直面獲得；經通過某一頂點的直線做垂直面獲得。結晶過程分析成分軸的兩端不一定是純組元注意 液、固相線不一定相交；不能運用杠桿定律（液、固相線不是成分變化線。5投影圖等溫線投影圖：可確定合金結晶開始、結束溫度。全方位投影圖：勻晶相圖不必要。第三節三元共晶相圖組元在固態互不相溶的共晶相圖相圖分析 點：熔點；二元共晶點；三元共晶點。兩相共晶線液相面交線線：EnE 兩相共晶面交線液相單變量線液相區與兩相共晶面交線液相面固相面面： 兩相共晶面三元共晶面兩相區：3區：單相區：4三相區：4四相區：1等溫截面應用：可確定平衡相及其成分；可運用杠桿定律和重心定律。是直邊三角形三相平衡區 兩相區與之線接（水平截面與棱柱面交線）單相區與之點接（水平截面與棱邊的交點，表示三個平衡相成分。）變溫截面應用：分析合金結晶過程，確定組織變化局限性：不能分析成分變化。（成分在單變量線上，不在垂直截面上）合金結晶過程分析；投影圖 相組成物相對量計算（杠桿定律、重心定律）組織組成物相對量計算（杠桿定律、重心定律二組元在固態有限溶解的共晶相圖相圖分析晶結束面組成。

點：熔點；二元共晶點；三元共晶點。兩相共晶線液相面交線線：EnE 兩相共晶面交線液相單變量線固相單變量線液相面固相面：由勻晶轉變結束面、兩相共晶結束面、三相共面： 兩相共晶三元共晶溶解度曲面：6兩相區：6個區：單相區：4三相區：4四相區：1應用：可確定平衡相及其成分；可運用杠桿定律和重心定律。是直邊三角形三相平衡區 兩相區與之線接（水平截面與棱柱面交線）單相區與之點接（水平截面與棱邊的交點，表示三1；/兩相區曲線相接；/三相區直線相接。變溫截面3個三相區共晶相圖特征：水平線 1個三相區三相共晶區特征：曲邊三角形。應用：分析合金結晶過程，確定組織變化局限性：不能分析成分變化。（成分在單變量線上，不在垂直截面上）合金結晶過程分析；投影圖 相組成物相對量計算（杠桿定律、重心定律）組織組成物相對量計算（杠桿定律、重心定律第四節三元相圖總結兩相平衡

立體圖：共軛曲面。等溫圖：兩條曲線。立體圖：三棱柱，棱邊是三個平衡相單變量線。三相平衡 等溫圖：直邊三角形，頂點是平衡相成分點垂直截面：曲邊三角形，頂點不代表成分根據參加反應相：后生成。包、共晶轉變判斷 根據居中單相區：上共下包四相平衡立體圖中的四相平衡共晶轉變包晶轉變4個單相區點接觸；相區鄰接（四相平衡面） 與6個兩相區線接觸；4個三相區面接觸。共晶轉變：上3下1（三相區反應類型判斷（以四相平衡面為界） 包共晶轉變：上2下2；包晶轉變：上1下3。變溫截面中的四相平衡四相平衡區：上下都有三相區鄰接。條件：鄰接三相區達4時；判斷轉變類型 類型：共晶、包共晶、包晶投影圖中的四相平衡根據12根單變量判斷；根據液相單變量判斷共晶轉變 包共晶轉變 包晶轉變相區接觸法則1（各種截面圖適用。應用舉例

第六章固體中的擴散第一節概述擴散的現象與本質擴散：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。現象：柯肯達爾效應。（不是原子的定向移動。擴散的分類根據有無濃度變化自擴散：原子經由自己元素的晶體點陣而遷移的擴散。（如純金屬或固溶體的晶粒長大。無濃度變化。）互擴散：原子通過進入對方元素晶體點陣而導致的擴散。（有濃度變化）根據擴散方向下坡擴散：原子由高濃度處向低濃度處進行的擴散。上坡擴散：原子由低濃度處向高濃度處進行的擴散。根據是否出現新相原子擴散：擴散過程中不出現新相。反應擴散：由之導致形成一種新相的擴散。固態擴散的條件溫度足夠高；時間足夠長；擴散原子能固溶；具有驅動力：化學位梯度。第二節擴散定律菲克第一定律流量（J）與濃度梯度成正比。表達式：J=-D(dc/dx)（C－溶質原子濃度；D-）適用條件：穩態擴散，dc/dt=0。濃度及濃度梯度不隨時間改變。菲克第二定律

二維：

一般：C/t=(DC/x)/x表達式 特殊：C/t=D2C/x2三維：C/t=D(2/x2+2/y2+2/z2)C穩態擴散：C/t=0，J/x=0。

非穩態擴散：/0，x≠0（=－/x。擴散第二定律的應用誤差函數解適用條件：無限長棒和半無限長棒。表達式：C=C1－(C1-C2)erf(x/2√Dt) (半無限長棒)。在滲碳條件下：C:x,t處的濃度；C1:表面含碳量;C2:鋼的原始含碳量。正弦解Cx=Cp-A0sin(πx/λ)Cp:平均成分；A0：振幅Cmax-Cp；λ:枝晶間距的一半。對于均勻化退火，若要求枝晶中心成分偏析振幅降低到1/100,則：[C(λ/2,t)-Cp]/(Cmax-Cp)=exp(-π2Dt/λ2)=1/100。第三節擴散的微觀機理與現象擴散機制間隙－間隙；間隙機制 平衡位置－間隙－間隙：較困難；間隙－篡位－結點位置。（間隙固溶體中間隙原子的擴散機制。）方式：原子躍遷到與之相鄰的空位；空位機制 條件：原子近旁存在空位。（金屬和置換固溶體中原子的擴散。）直接換位

環形換位（）擴散程度的描述原子躍遷的距離

R=√Гtr: 擴散距離；Г：原子躍遷的頻率（在一定溫度下恒定；r:原子一次躍遷距離（一個原子間距。擴散系數D=α2PГ對于立方結構晶體P=1/6,上式可寫為D=α2Г/6P為躍遷方向幾率；α是常數，對于簡單立方結構α＝a; 對于面向立方結構α＝√2a/2;α＝√3a/2。擴散激活能擴散激活能Q：原子躍遷時所需克服周圍原子對其束縛的勢壘。間隙擴散擴散激活能與擴散系數的關系D=D0exp(-Q/RT)D0：擴散常數。空位擴散激活能與擴散系數的關系D=D0exp(-△E/kT)△E=△Ef(空位形成功)+△Em（空位遷移激活能。擴散的驅動力與上坡擴散擴散的驅動力nii可用化學位表示：擴散的驅動力為化學位梯度，即

μi=/ni-μi/x負號表示擴散驅動力指向化學位降低的方向。擴散的熱力學因子iDiBi(1+n/其中，(1+n/稱為熱力學因子。當(1+n/0時，DI發生上坡擴散。上坡擴散概念：原子由低濃度處向高濃度處遷移的擴散。驅動力：化學位梯度。其它引起上坡擴散的因素：彈性應力的作用－大直徑原子跑向點陣的受拉部分，小直徑原子跑向點陣的受壓部分。

晶界的內吸附：某些原子易富集在晶界上。電場作用：大電場作用可使原子按一定方向擴散。反應擴散反應擴散：有新相生成的擴散過程。三元擴散偶中可以存在兩相區，不能形成三相區。第四節影響擴散的主要因素溫度D=D0exp(-Q/RT)可以看出，溫度越高，擴散系數越大。原子鍵力和晶體結構原子鍵力越強，擴散激活能越高；致密度低的結構中擴散系數大（奧氏體區進行；在對稱性低的結構中，可出現明顯的擴散各向異性。固溶體類型和組元濃度的影響間隙擴散機制的擴散激活能低于置換型擴散；提高組元濃度可提高擴散系數。晶體缺陷的影響（缺陷能量較高，擴散激活能小）空位是空位擴散機制的必要條件；位錯是空隙管道，低溫下對擴散起重要促進作用；界面擴散－（短路擴散）：如對銀：Q表面=Q晶界/2=Q晶內/3第三組元的影響如在鋼中加入合金元素對碳在中擴散的影響。強碳化物形成元素，如W,Mo,Cr,與碳親和力大，能顯著組織碳的擴散；弱碳化物形成元素，如Mn，對碳的擴散影響不大；固溶元素，如Co,Ni,提高碳的擴散系數；Si降低碳的擴散系數。第七章塑性變形第一節單晶體的塑性變形常溫下塑性變形的主要方式：滑移和孿生。一滑移滑移：在切應力作用下，晶體的一部分相對于另一部分沿著一定的晶面（滑移面）向（滑移方向）產生相對位移，且不破壞晶體內部原子排列規律性的塑變方式。光鏡下：滑移帶（無重現性。滑移的表象學

電境下：滑移線。滑移的晶體學幾何要素滑移系

滑移面（密排面）滑移方向（密排方向）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:(滑移面個數）×（每個面上所具有的滑移方向的個數）典型滑移系晶體結構滑移面滑移方向滑移系數目常見金屬面心立方{111}×4<110>×312Cu,Al,Ni,Au{110}×6×212Fe,W,Mo體心立方{121}×12<111>×112Fe,W{123}×24×124Fe{0001}×1×33Mg,Zn,Ti密排六方{1010}<1120>3Mg,Zr,Ti{1011}6Mg,Ti一般滑移系越多，塑性越好；滑移系數目與材料塑性的關系：與滑移面密排程度和滑移方向個數有關；與同時開動滑移系數目有關（。滑移的臨界分切應力（c）c：在滑移面上沿滑移方面開始滑移的最小分切應力。外力在滑移方向上的分解。c取決于金屬的本性，不受，的影響；或＝90時，s ；c＝scoscos s的取值 ，＝45時，s最小，晶體易滑移；軟取向：值大取向因子：coscos 硬取向：值小。位錯運動的阻力派－納力：P-N=[2G/(1-v)]exp{-2a/[(1-v)b]}主要取決于位錯寬度、結合鍵本性和晶體結構。滑移時晶體的轉動位向和晶面的變化 拉伸時,滑移面和滑移方向趨于平行于力軸方向（力軸方向不變） 壓縮時，晶面逐漸趨于垂直于壓力軸線。幾何硬化：，遠離45，滑移變得困難；

幾何軟化；，接近45，滑移變得容易。多滑移多滑移：在多個（>2）滑移系上同時或交替進行的滑移。滑移的分類 雙滑移：單滑移：等效滑移系：各滑移系的滑移面和滑移方向與力軸夾角分別相等的一組滑移系。交滑移交滑移：晶體在兩個或多個不同滑移面上沿同一滑移方向進行的滑移。螺位錯的交滑移：螺位錯從一個滑移面轉移到與之相交的另一滑移面的過程；單滑移：單一方向的滑移帶；滑移的表面痕跡 多滑移：相互交叉的滑移帶；交滑移：波紋狀的滑移帶。二孿生（1）孿生：在切應力作用下，晶體的一部分相對于另一部分沿一定的晶面和晶向發生均勻切變并形成晶體取向的鏡面對稱關系。孿生面 A1{111},A2{112},A3{1012}（2）孿生的晶體學 孿生方向 A1<112>,A2<111>,A3<1011>孿晶區（3）孿生變形的特點滑移孿生相同點1均勻切變；2沿一定的晶面、晶向進行；不改變結構。不同點晶體位向不改變（對拋光面觀察無重現性。改變，形成鏡面對稱關系（對拋光面觀察有重現性）位移量滑移方向上原子間距的整數倍，較大。小于孿生方向上的原子間距，較小。對塑變的貢獻很大，總變形量大。有限，總變形量小。變形應力有一定的臨界分切壓力所需臨界分切應力遠高于滑移變形條件一般先發生滑移滑移困難時發生變形機制全位錯運動的結果分位錯運動的結果第二節多晶體的塑性變形晶粒之間變形的傳播位錯在晶界塞積 應力集中 相鄰晶粒位錯源開動 相鄰晶粒變形 塑變 晶粒之間變形的協調性原因：各晶粒之間變形具有非同時性。（獨立變形會導致晶體分裂）條件：獨立滑移系5（保證晶粒形狀的自由變化）晶界對變形的阻礙作用晶界的特點：原子排列不規則；分布有大量缺陷。晶界對變形的影響：滑移、孿生多終止于晶界，極少穿過。晶粒大小與性能的關系a晶粒越細，強度越高(細晶強化：由下列霍爾－配奇公式可知)s=0+kd-1/2原因：晶粒越細，晶界越多，位錯運動的阻力越大。（有尺寸限制）b晶粒越細，塑韌性提高

晶粒越多，變形均勻性提高由應力集中導致的開裂機會減少，可承受更大的變形量，表現出高塑性。細晶粒材料中，應力集中小，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,表現出高韌性。第三節合金的塑性變形一固溶體的塑性變形固溶體的結構固溶強化象。

晶格畸變，阻礙位錯運動；柯氏氣團強化。屈服和應變時效現象：上下屈服點、屈服延伸（呂德斯帶擴展。預變形和時效的影響：去載后立即加載不出現屈服現象；去載后放置一段時間或200℃加熱后再加載出現屈服。原因：柯氏氣團的存在、破壞和重新形成。固溶強化的影響因素溶質原子含量越多，強化效果越好；溶劑與溶質原子半徑差越大，強化效果越好；…價電子數差越大，強化效果越好；間隙式溶質原子的強化效果高于置換式溶質原子。二多相合金的塑性變形結構：基體＋第二相。性能兩相性能接近：按強度分數相加計算。軟基體＋硬第二相第二相網狀分布于晶界（二次滲碳體；a結構 兩相呈層片狀分布（珠光體；第二相呈顆粒狀分布（三次滲碳體。彌散強化：位錯繞過第二相粒子(粒子、位錯環阻礙位錯運動)b強化動）

沉淀強化：位錯切過第二相粒子（表面能、錯排能、粒子阻礙位錯運第四節塑性變形對材料組織和性能的影響對組織結構的影響晶粒拉長;

雜質呈細帶狀或鏈狀分布。形成形變織構絲織構（拉拔時形成）常見類型 板織構：某晶面趨于平行于軋制面，某晶向趨于平行于變形方向（軋制時形成）力學性能：利：深沖板材變形控制；弊：制耳。對性能的影響：各向異性物理性能：硅鋼片<100>織構可減少鐵損。形成位錯胞變形量 位錯纏結 位錯胞（大量位錯纏結在胞壁，胞內位錯密度低）二對性能的影響對力學性能的影響（加工硬化）加工硬化（形變強化、冷作強化）：塑韌性下降的現象。強化金屬的重要途徑利 提高材料使用安全性利弊 材料加工成型的保證。弊 變形阻力提高，動力消耗增大脆斷危險性提高。對物理、化學性能的影響結構缺陷增多，擴散加快；化學活性提高，腐蝕加快。三殘余應力（約占變形功的10％）第一類殘余應力（Ⅰ）：宏觀內應力，由整個物體變形不均勻引起。分類 第二類殘余應力（Ⅱ）：微觀內應力，由晶粒變形不均勻引起。第三類殘余應力（Ⅲ）：點陣畸變，由位錯、空位等引起。80-90%。利：預應力處理，如汽車板簧的生產。

弊：引起變形、開裂，如黃銅彈殼的腐蝕開裂。消除：去應力退火。第八章回復與再結晶第一節冷變形金屬在加熱時的組織與性能變化回復與再結晶回復：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、力學性能卻部分恢復到冷變形以前的過程。再結晶：冷變形金屬被加熱到適當溫度時，在變形組織內部新的無畸變的等軸晶粒逐漸取代變形晶粒，而使形變強化效應完全消除的過程。二顯微組織變化（示意圖）回復階段：顯微組織仍為纖維狀，無可見變化；再結晶階段：變形晶粒通過形核長大，逐漸轉變為新的無畸變的等軸晶粒。晶粒長大階段：晶界移動、晶粒粗化，達到相對穩定的形狀和尺寸。三性能變化力學性能（示意圖）回復階段：強度、硬度略有下降，塑性略有提高。晶粒長大階段：強度、硬度繼續下降，塑性繼續提高，粗化嚴重時下降。物理性能密度：在回復階段變化不大，在再結晶階段急劇升高；電阻：電阻在回復階段可明顯下降。四儲存能變化（示意圖）儲存能：存在于冷變形金屬內部的一小部分（～10％）彈性應變能（3～12％）存在形式 位錯（80～90％） 是回復與再結晶的驅動點缺陷五內應力變化回復階段：大部分或全部消除第一類內應力，部分消除第二、三類內應力；再結晶階段：內應力可完全消除。第二節回復回復動力學（示意圖）加工硬化殘留率與退火溫度和時間的關系ln(x0/x)=c0texp(-Q/RT)x0–原始加工硬化殘留率；xc0－比例常數；t－加熱時間；T－加熱溫度。動力學曲線特點沒有孕育期；開始變化快，隨后變慢；二回復機理移至晶界、位錯處低溫回復：點缺陷運動 空位＋間隙原子 消失 缺陷密度降低（0.1~0.2Tm） 空位聚集（空位群、對）異號位錯相遇而抵銷中溫回復：位錯滑移 位錯纏結重新排列 位錯密度降低（0.2~0.3Tm） 亞晶粒長大高溫回復：位錯攀移（＋滑移） 位錯垂直排列（亞晶界）多邊化（亞（0.3~0.5Tm）晶粒） 彈性畸變能降低。三回復退火的應用去應力退火：降低應力（保持加工硬化效果，防止工件變形、開裂，提高耐蝕性。第三節再結晶亞晶合并形核亞晶長大形核機制 亞晶界移動形核（吞并其它亞晶或變形部分）形核 （變形量較大時）晶界凸出形核（晶界弓出形核，凸向亞晶粒小的方向）（變形量較小時）驅動力：畸變能差

方式：晶核向畸變晶粒擴展，直至新晶粒相互接觸。注：再結晶不是相變過程。二再結晶動力學（示意圖）再結晶速度與溫度的關系v再＝Aexp(-QR/RT)規律開始時再結晶速度很小，在體積分數為0.5時最大，然后減慢。三再結晶溫度再結晶溫度：經嚴重冷變形（變形量>70%）1h晶的（再結晶體積分數>95%）最低溫度。高純金屬：T再＝(0.25~0.35)Tm。經驗公式 工業純金屬：T再＝(0.35~0.45)Tm。合金：T再＝(0.4~0.9)Tm。注：再結晶退火溫度一般比上述溫度高100～200℃。變形量越大，驅動力越大，再結晶溫度越低；影響因素 純度越高，再結晶溫度越低；加熱速度太低或太高，再結晶溫度提高。四影響再結晶的因素退火溫度。溫度越高，再結晶速度越大。形量低于一定值，再結晶不能進行。原始晶粒尺寸。晶粒越小，驅動力越大；晶界越多，有利于形核。微量溶質元素。阻礙位錯和晶界的運動，不利于再結晶。直徑和間距很小時，提高畸變能，但阻礙晶界遷移，阻礙再結晶。五再結晶晶粒大小的控制（晶粒大小－變形量關系圖）再結晶晶粒的平均直徑d=k[G/N]1/4變形量（圖。存在臨界變形量，生產中應避免臨界變形量。原始晶粒尺寸。晶粒越小，驅動力越大，形核位置越多，使晶粒細化。合金元素和雜質。增加儲存能，阻礙晶界移動，有利于晶粒細化。界變形度越小，晶粒粗大。六再結晶的應用

恢復變形能力改善顯微組織再結晶退火 消除各向異性提高組織穩定再結晶溫度：T再＋100～200℃。第四節晶粒長大驅動力：界面能差；長大方式：正常長大；異常長大（二次再結晶）一晶粒的正常長大正常長大：再結晶后的晶粒均勻連續的長大。驅動力：界面能差。界面能越大，曲率半徑越小，驅動力越大。晶界趨于平直晶粒的穩定形狀 晶界夾角趨于120℃二維坐標中晶粒邊數趨于6影響晶粒長大的因素溫度。溫度越高，晶界易遷移，晶粒易粗化。d和第二相質點半徑r、體積分數的關系：d=4r/3雜質與合金元素。降低界面能，不利于晶界移動。低于后者。二晶粒的異常長大釘扎晶界的第二相溶于基體機制 再結晶織構中位向一致晶粒的合并大晶粒吞并小晶粒 各向異性織構明顯 優化磁導對組織和性能的影響 晶粒大小不均 性能不均降低強度和塑韌晶粒粗大 提高表面粗糙度三再結晶退火的組織（圖）再結晶織構。再結晶退火后形成的織構。退火可將形變織構消除，也可形成新織構。成的。第五節金屬的熱變形動態回復與動態再結晶動態回復：在塑變過程中發生的回復。包含亞晶粒，位錯密度較高特點 反復形核，有限長大，晶粒較細應用：采用低的變形終止溫度、大的最終變形量、快的冷卻速度可獲得細小晶粒。二金屬的熱加工冷加工：在再結晶溫度以下的加工過程。發生加工硬化。加工的分類 熱加工：在再結晶溫度以上的加工過程。硬化、回復、再結晶。熱加工溫度：T再<T熱加工<T固－100～200℃。熱加工后的組織與性能度、塑性、韌性。形成纖維組織（流線。組織：枝晶、偏析、夾雜物沿變形方向呈纖維狀分布。性能：各向異性。沿流線方向塑性和韌性提高明顯。形成帶狀組織形成：兩相合金變形或帶狀偏析被拉長。影響：各向異性。消除：避免在兩相區變形、減少夾雜元素含量、采用高溫擴散退火或正火。熱加工的優點可持續大變形量加工。動力消耗小。提高材料質量和性能三超塑性超塑性：某些材料在特定變形條件下呈現的特別大的延伸率。條件：晶粒細小、溫度范圍（0.5~0.65Tm、應變速率小（1～0.01%/s。本質：多數觀點認為是由晶界的滑動和晶粒的轉動所致。第九章固態相變第一節 概述一固態相變的特點界面能增加相變阻力大 額外彈性應變能：比體積差 固態相擴散困難（新、舊相化學成分不同時） 困難新相晶核與母相之間存在一定的晶體學位向關系共格…界面類型半共格… 為降低界面能，形成共格、半共格界面 位向關非共格…慣習現象新相沿特定的晶向在母相特定晶面上形成。慣習方向（母相）慣習面原因：沿應變能最小的方向和界面能最低的界面發展。母相晶體缺陷促進相變點…缺陷類型 線… 晶格畸變、自由能高，促進形核及相變面… （思考：晶粒細化對相變的影響）易出現過渡相*固態相變阻力大，直接轉變困難 協調性中間產物（過渡相） ＋Fe3C +(3Fe+C)例 M +Fe3C二固態相變的分類按相變過程中原子遷移情況擴散型：依靠原子的長距離擴散；相界面非共格。（如珠光體、奧氏體轉變，Fe,C都可擴散。）格、原子間的相鄰關系不變；化學成分不變。（如馬氏體轉變，Fe,C都不擴散。）半擴散型：既有切變，又有擴散。（如貝氏體轉變，Fe切變，C）按相變方式分類變屬于此類。分解。按熱力學函數變化分類一級相變：相變時兩相的化學位相等，而化學位對溫度及壓力的一階偏微分（－S,V）不等的相變。伴隨潛熱的釋放和體積的改變。如蒸發、升華、熔化以及大多數固態晶型轉變屬于此類。二級相變：相變時兩相的化學位相等，化學位的一階偏微分也相等，但二階偏性轉變、有序－無序轉變、超導轉變等屬于此類。三常見固態相變類型相變名稱 相變特征同素異構轉變同一種元素通過形核與長大發生晶體結構的變多型性轉變 合金中晶體結構的變化脫溶轉變 過飽和固溶體脫溶分解出亞穩定或穩定的第二共析轉變 一個固相轉變為兩個結構不同的固相包析轉變 兩個不同結構的固相轉變為一個新的固相，組織中一般有某相殘馬氏體轉變 新舊相之間成分不變、切變進行、有嚴格位向關系、有浮凸效應貝氏體轉變 兼具馬氏體和擴散轉變的特點，借助鐵的切變和碳的擴散進行調幅分解 非形核轉變，固溶體分解成結構相同但成分不同的兩相有序化轉變 合金元素原子從無規則排列到有規則排列，擔結構不變第二節固態相變的形核與長大一均勻形核（能量條件）形核時的能量變化相變驅動力化學自由能（體積自由能，△Gv） △Gv～T曲線隨成分變化相變阻力界面能（，S）取決于界面結構 △T越大，晶核越小，S大 共格/半共格（與過冷度有關）△T越小，晶核越大，S小 非共格相變阻力應變能(,V) 共格應變能：共格大，半共格小，非共格0分類 比體積差 球狀最體積應變能 新相幾何形狀 片狀最針狀居中形核的能量條件△G＝－V△Gv+S+V<0rK=2/(△Gv-)△GK=16/3(△Gv-)2二非均勻形核（能量條件）（固態相變均勻形核的可能性很小，非均勻形核（依靠晶體缺陷）是主要的形核方式。）不同晶體缺陷對形核的作用能量高，降低△GK晶界形核 結構混亂，降低易擴散、偏析，利于擴散相變新