材料科学基础2

1、1、 材料 1)按原子组合方式 (1)金属(2)陶瓷(3)聚合物2)按原子排列情况 (1)晶体(2)非晶体2、化学键 1)共价键（一次键）2)离子键（一次键）3)金属键（一次键）4)范德瓦尔键（二次键）5)氢键3、1)共价键 (1)有方向性(2)脆性(3)绝缘(4)坚硬(5)熔点高2)离子键 (1)无方向性 (2)无饱和性 (3)固态时导电性差 (4)脆性 (5)熔点较高3)金属键 (1)无方向性 (2)无饱和性 (3)良好的延展性 (4)良好的导电、导热性4、1)金属材料金属键 2)陶瓷材料离子键、共价键 3)高分子材料(1)键间：范德瓦尔键 (2)键内：共价键注：金属化合物Mg3Sb2却表

2、现出强烈的离子键特性。5、原子排列 1)无序排列 2)短程有序非晶体 3)长程有序6、选取晶胞条件（P4）1）晶胞几何形状充分反映点阵对称性；2）平行六面体内相等的棱和角的数目最多；3）当棱间呈直角时，直角数目应最多；4）满足上述条件时，晶胞体积应最小。7、布拉菲点阵（见书）8、三轴坐标U V W与四轴坐标u v t w相互转化9、立方晶系，某晶面（h k l）以u v w为晶带轴必有 hu+kv+lw=010、两不平衡的晶面的晶带轴uvw11、晶面间距 正交系 立方系 六方系12、常见金属的晶体结构 1)体心立方：-Fe，-Ti，Cr，Mo，W，V，Nb 2)面心立方：-Fe，Al，Cu，N

3、i，Au 3)密排六方：-Ti，Be，Zn，Mg13、正常价化合物 1)常见于陶瓷材料，多为离子化合物； 2)较高的硬度和脆性； 3)是主要受电负性控制的一种中间相； 4)弥散强化.14、电子化合物 1)主要以电子浓度，其次是尺寸因素决定其结构； 2)其结合键为金属键； 3)熔点较高，硬度高，脆性大； 4)有色金属中的重要强化相； 5)其成分可在一定范围内变化.15、间隙相 1)极高的硬度和熔点； 2)合金工具钢及硬质合金的主要强化相.16、合金中的相结构 1)固溶体 (1)置换固溶体 (2)间隙固溶体 或(1)有限固溶体 (2)无限固溶体 2)化合物 (1)正常价化合物 (中间相) (2)电

4、子化合物 (3)间隙相与间隙化合物 (4)拓扑密堆相17、点缺陷 1)点缺陷 (1)肖脱基空位 (2)弗仑克尔空位 2)线缺陷 (1)刃型位错(2)螺型位错(3)混合位错 3)面缺陷 (1)外表面(2)晶界 小角度晶界大角度晶界(3)亚晶界(4)孪晶界(5)相界 共格界面半共格界面非共格界面18、点缺陷对性能的影响(P26)金属中点缺陷的存在，使晶体内部运动着的电子发生散射，使电阻增大。点缺陷数目增加，使密度减小。此外，过饱和点缺陷(如淬火空位、辐照产生的大量间隙原子-空位对)还可提高金属屈服强度。19、伯氏矢量的物理意义及特征(P28)1)物理意义：伯氏矢量反映出伯氏回路包含的位错所引起点阵

5、畸变的总积累，也表示出晶体滑移时原子移动的大小和方向。2)特征： 伯氏矢量具有守恒性，伯氏回路任意扩大和移动中，只要不与原位错线或其他位错线相遇，回路的畸变总积累不变，由此可引申出一个结论：一根不分叉的任何形状的位错只有一个伯氏矢量。20、位错滑移的特征(见西交大P107表4-1)21、攀移与滑移的区别攀移时，伴随物质的迁移，需要空位的扩散，需要热激活，比滑移需要更大的能量，攀移会引起晶体的体积变化，而滑移不引起体积的变化。22、固体材料的界面 1)表面 2)晶界 3)亚晶界 4)相界23、点缺陷(空位)平衡浓度 式中C某一类型点缺陷的平衡浓度n平衡空位数 N阵点总数 A与振动熵有关的常数Ev

6、每增加一个空位的能量变化，即空位形成能 K玻尔兹曼常数 或 T体系所处的热力学温度 注：(1)(2)N的求法： 式中：n摩尔数N阵点总数 N0阿弗加德罗常数 M摩尔质量 V体积24、位错密度 式中：位错密度 S该晶体中位错线总长度 V晶体体积 n面积为A的区域所见到的位错数目 l每根位错线长度，近似为晶体厚度 A面积25、派-纳力式中G切变模量泊松比a晶面间距b滑移方向上的原子间距26、应力场(P32P36)27、位错反应的条件(P39)(以为例) 1)必须满足几何条件即伯氏矢量的守恒性，反应前后各位错的伯氏矢量的和相等，即即 2)必须满足能量条件，即反应后各位错的总能量应小于反应前各位错的总

7、能量，即 即 28、两肖克莱不全位错互相排斥力式中：F两肖克莱不全位错互相排斥力层错能G切变模量d两肖克莱不全位错之间的距离(扩展位错宽度)29、两肖克莱不全位错之间的距离式中：d两肖克莱不全位错之间的距离(扩展位错宽度)G切变模量层错能30、失配度<0.050.05<<0.25>0.2531、形核方式 1)均匀形核 2)非均匀形核注：实际结晶时，大多以非均匀形核方式进行。32、均匀形核必需具备的条件 1)过冷度 2)能量起伏 3)结构起伏33、液-固界面按微观结构分 1)光滑界面(小平面界面) 2)粗糙界面(非小平面界面)34、晶核长大机制 1)具有粗糙界面的 垂直长

8、大速度长大 物质的长大机制 2)具有光滑界面的 (1)界面上反复形成二维晶核的机制长大速度慢 物质的长大机制 (2)依靠晶体缺陷长大长大速度慢 35、细化铸件晶粒的方法 1)提高过冷度： 过冷度T形核率N，长大线速度G 2)变质处理 (1)难熔颗粒增加晶核数量 (2)加入的元素抑制晶核长大 3)振动、搅拌 (1)使枝晶破碎，增加晶核数量 (2)输入额外能量以提供形核功，促进晶核形成36、定向凝固技术 1)下降功率法 2)快速逐步凝固法37、单晶体制备方法 1)垂直提拉法 2)尖端形核法38、急冷凝固技术 1)模冷技术 2)雾化技术 3)表面快热技术39、急冷凝固技术可制备 1)非晶态合金 2)

9、微晶合金 3)准晶合金40、 (1)对均匀形核 (2)对非均匀形核 41、恒温恒压下，单位体积的液体与固体的自由能变化() 式中：熔化潜热 过冷度 平衡结晶温度 42、系统自由能的变化() 1)对均匀形核 2)对非均匀形核 式中：单位体积自由能 单位面积的表面能(比表面能) r 晶胚为球体时，球的半径43、临界晶核半径() 1)对均匀形核 2)对非均匀形核 可见，非均匀形核时的临界球冠半径公式与均匀形核时的临界球形晶核半径公式相同。应指出，均匀形核的临界晶核半径为的球体，而非均匀形核的临界晶核是半径为的球上的一个球冠。显然，非均匀形核的临界晶核的体积要比均匀形核的小。式中：单位体积自由能 单位

10、面积的表面能(比表面能) 熔化潜热 过冷度 平衡结晶温度 44、临界晶核形核功，即形核功() 1)对均匀形核 注：对，形成临界晶核时，液、固相之间的自由能差只能供给所需要的表面能的三分之二，另外三分之一则需由液体中的能量起伏来提供。 2)对非均匀形核 注：(1)因为(0，)，所以，这表明非均匀形核比均匀形核所需要的形核功要小，所以它可以在较小的过冷度下发生，非均匀形核更容易形核 (2)角越小形核越容易式中：单位体积自由能 单位面积的表面能(比表面能) 熔化潜热 过冷度 平衡结晶温度 临界晶核表面积45、临界晶核表面积()式中： 临界晶核半径 单位面积的表面能(比表面能) 单位体积自由能46、形

11、核率(N) 式中：N 总形核率 受形核功影响的形核率因子 受扩散影响的形核率因子临界晶核形核功，即形核功Q 扩散激活能R 气体常数47、N, ,关系曲线(P52)(形核率与温度及过冷度的关系)48、决定纯金属凝固时生长形态的因素(P55P56) 1)固-液界面的微观结构 (1)粗糙界面(2)光滑界面 2)固-液界面前沿的温度梯度 (1)正温度梯度平面推进(2)负温度梯度49、相图 1)纵坐标表示温度 2)横坐标表示成分 3)如果没有特别注明，都指重量百分数50、组织包括 1)相的种类 2)相的数量 3)相的尺寸 4)相的分布 5)相的聚集状态51、二元相图的几何规律 1)两个单相区之间必定有一

12、个由这两个相组成的两相区，而不能以一条线接界。两个两相区必须以单相区或三相水平线隔开。由此可以看出二元相图中相邻相区的相数差一个(点接触除外)。这个规律被称为相区接触法则。 2)在二元相图中，若是三相平衡，则三相区必为一水平线，这条水平线与三个单相区的接触点确定了三个平衡相及相浓度。每条水平线必与三个两相区相邻。 3)如果两个恒温转变中有两个相同的相，则这两条水平线之间一定是由这两个相组成的两相区。 4)当两相区与单相区的分界线与三相等温线相交，则分界线的延长线应进入另一两相区，而不会进入单相区。52、消除枝晶偏析的方法 1)扩散退火(均匀化退火) 2)热轧 3)锻造53、区域熔炼 1)<

13、;1的合金：溶质富集于末端，始端得到提纯； 2)>1的合金：溶质富集于始端，末端得到提纯。54、影响成分过冷的因素 1)合金的液相线越陡(m),合金含溶质浓度越大()，液体的扩散系数越小(D)， <1时，越小；>1时，越大，则成分过冷倾向越大。 2)液相中实际温度分布(G)越平缓，凝固速度(R)越快，成分过冷倾向越大。55、和对固溶体晶体生长形态的影响56、共晶组织，按固-液界面分类 1)金属-金属型(粗糙-粗糙界面) 2)金属-非金属型(粗糙-光滑界面) 3)非金属-非金属型(光滑-光滑界面)57、如何消除包晶转变产生的不平衡组织？ 答：长时间的扩散退火58、分析复杂相图的

14、一般步骤 1)先看相图中是否有稳定化合物，如果有稳定化合物存在，则以它们为界把一张相图分成几个区域进行分析。 2)根据相区接触法则，区别各相区。 3)找出三相共存水平线，根据与水平线相邻的相区情况，确定相变特性点及转变反应式，明确在这时发生的转变类型。 4)利用相图分析典型合金的结晶过程及组织。(杠杆定理不能用于三相区)59、应用相图时要注意的问题 1)相图只能给出合金在平衡条件下存在的相和相对量，并不表示相的形状、大小和分布，而这些主要取决于相的特性及形成条件。 2)相图只表示平衡状态的情况，而实际产生条件下，合金很少能达到平衡状态。60、碳和杂质元素对碳钢组织和性能 1)碳 (1) 当&l

15、t;1.0%时，二次渗碳体不连成网状；(2)当>1.0%时，二次渗碳体呈连续网状，含碳量越高渗碳体网越厚，这使钢具有很大的脆性。2)硅 (1)优点：碳钢中，硅含量0.5% 增加钢液流动性 溶于铁素体使钢的强度提高，断面收缩率和冲击韧度下降不明显 (2)缺点：硅含量=0.8%1.0%引起断面收缩率下降，冲击韧度明显降低与氧亲合力强，形成二氧化硅，影响钢的质量3)锰 优点：溶入铁素体引起固溶强化提高热轧碳钢的强度和硬度提高硅和铝的脱氧效果与硫化合，消除硫的有害作用 4)硫 (1)优点：提高钢的切削加工性能 (2)缺点：引起“热脆”(钢在热加工时开裂) 5)磷 (1)优点：有较强的固溶强化作用

16、显著提高钢的强度、硬度增加钢的抗大气腐蚀能力提高磁性改善钢材的切削性能减少热轧薄板的粘接 (2)缺点：引起“冷脆”(剧烈降低钢的韧性，特别是低温韧性) 6)氧 缺点：使钢的塑性、韧性降低使钢的耐腐蚀性、耐磨性降低使冷冲性能、锻造加工以及切削性能变坏 7)氮 (1)优点：与低碳钢中的铌、钒、钛、铝形成氮化物，有细化晶粒和沉淀强化的作用 (2)缺点：产生机械时效(或应变时效)：将钢材经冷变形后在室温放置或稍微加热，氮将逐渐以氮化物的形式沉淀析出，可使低碳钢的强度、硬度上升，但塑性、韧性下降。 8)氢 缺点：产生“氢脆” (溶入钢中，使钢的塑性和韧性降低)产生“白点” 当氢从钢中析出(变成分子态的氢

17、)时造成内部裂纹性质的缺陷对钢的屈服强度和抗拉强度没有明显影响钢随氢含量的增加，其塑性(尤其是断面收缩率)急剧降低61、铁碳相图62、凝固过程中不均匀性分类 1)物理不均匀性 (1)缩孔 (2)疏松 (3)气泡 (4)裂纹 2)化学不均匀性 (1)树枝状偏析(晶内偏析) (2)区域偏析 3)结晶不均匀性 (1)出生树枝状晶的大小 (2)出生树枝状晶的形状 (3)出生树枝状晶的位向 (4)出生树枝状晶的分布63、偏析 1)宏观偏析 (1)正常偏析 (远程偏析) (2)反常偏析 (3)比重偏析 2)显微偏析 (1)胞状偏析 (短程偏析) (2)枝晶偏析 (3)晶界偏析64、缩孔 1)分散缩孔(疏松

18、) (1)一般疏松 (2)中心疏松 2)集中缩孔 (1)缩管(2)缩穴65、材料的变形 1)弹性的 2)塑性的 3)粘性的66、金属塑性变形的方式 1)滑移主要 2)孪生 3)扭折 4)扩散蠕变(高温变形时) 5)晶界滑动(高温变形时)67、储存能的具体表现形式 1)宏观残余应力(第一类内应力) 2)微观残余应力(第二类内应力) 3)点阵畸变(第三类内应力)68、断裂的过程 1)裂纹的萌生 2)裂纹的扩展69、断裂的形式 1)脆性断裂 2)韧性断裂70、断裂的形式 1)纯剪切断裂(工程结构材料) 2)微孔聚集型断裂 3)解理断裂71、断裂的形式 1)宏观塑性断裂(从工程实用出发) 2)宏观脆性

19、断裂72、断裂的形式 1)穿晶断裂(从裂纹的扩展路径) 2)沿晶断裂多为宏观脆性断裂73、影响材料断裂的基本因素 1)结合键及晶体结构类型对材料断裂形式有决定性的影响(1)离子晶体、难熔氧化物、共价晶体解理区域存在范围均较大(2)面心立方金属一般不发生解理(3)体心立方金属在低温时易发生解理 2)材料的化学成分及显微组织对断裂行为也有重要影响(1)当晶粒较细时，不仅提高了强度而且改善了塑性(2)当晶界存在有害杂质的偏聚或析出脆性相时，将降低晶界对裂纹扩展的阻碍作用 3)裂纹及应力状态的影响(1)裂纹尺寸越大，断裂应力越低(2)裂纹尺寸较长时，即使是塑性材料也会产生脆性断裂 4)温度对材料断裂行

20、为的影响 大多数塑性的金属材料随温度的下降，从韧性断裂向脆性断裂过渡，材料的屈服强度随温度下降而升高，而解理应力则受温度影响不明显。74、多晶体塑性变形与单晶体塑性变形的异同 1)相同之处：变形方式也是以滑移、孪生为基本方式 2)不同之处：变形受到晶界阻碍与位向不同的晶粒的影响，使变形更为复杂75、孪生与滑移的差别 1)孪生使一部分晶体发生了均匀切变，而滑移只集中在一些滑移面上进行 2)孪生后晶体的变形部分的位向发生了改变，滑移后晶体各部分位向均未改变 3)与滑移系类似，孪生要素也与晶体结构有关，但同一结构的孪晶面、孪晶方向与滑移面、滑移方向可以不同 4)孪生变形的应力-应变曲线与滑移变形的应

21、力-应变曲线不同，孪生变形的应力-应力曲线会出现锯齿状的波动。此外，孪生的临界分切应力比滑移的临界分切应力大得多 5)孪生对塑性变形的直接贡献比滑移小得多 6)孪生改变了晶体位向，使硬位向的滑移系转到软位向，激发了晶体的进一步滑移，这对滑移系少的密排六方金属尤为重要。76、冷塑性变形金属在退火过程中的变化 1)回复阶段：电阻率明显下降；硬度降低不明显，胞状亚结构尺寸、密度增大不明显 2)再结晶阶段：硬度显著降低，胞状亚结构尺寸、密度显著增大 3)晶粒长大阶段77、回复的驱动力和再结晶的驱动力 1)回复的驱动力：冷变形所产生的储存能的释放 2)再结晶的驱动力：冷变形所产生的储存能的释放78、再结

22、晶与重结晶的区别 1)再结晶：没发生晶格类型的变化 2)重结晶：发生晶格类型的变化79、再结晶形核的机制 1)小变形量的弓出形核机制 2)亚晶合并机制 3)亚晶蚕食机制注：(2)亚晶合并机制 变形量较大的高层错能金属再结晶核心通过亚晶合并来产生。采用多边化和亚晶界的“Y”过程或通过相邻亚晶的转动，逐步使小亚晶合并成大的亚晶，成为位错密度很低，尺寸较大的亚晶，随亚晶尺寸的增大，与四周的亚晶粒的位向差必然越来越大，最后形成大角度晶界。大角度晶界可动性大，可迅速移动，扫除移动路径中存在的位错，在其后留下无应变的晶体，这就形成了再结晶核心。(3)变形量很大的低层错能金属扩展位错宽度大，不易束集，交滑移

23、困难，位错密度很高。在位错密度很大的小区域，通过位错的攀移和重新分布，形成位错密度很低的亚晶。这个亚晶便向周围位错密度高的区域生长。相应的，亚晶界的位错密度逐渐增大，亚晶与周围基体取向逐渐变大，最终由小角度晶界演变成大角度晶界。大角度晶界一旦形成，可突然弓出、迁移、蚕食途中所遇到的位错，留下无畸变晶体，成为再结晶核心。注：三种形核机制都是大角度晶界的突然迁移。所不同的是获得大角度晶界的途径不同。80、再结晶三种形核机制的异同答：三种形核机制都是大角度晶界的突然迁移。所不同的是获得大角度晶界的途径不同。81、影响再结晶的因素 1)温度 2)变形程度 3)微量溶质元素 4)原始晶粒尺寸 5)分散相

24、粒子注：(1)温度： 加热温度越高，再结晶转变速度越快，完成再结晶所需时间越短(2)变形程度： 金属的变形度越大，再结晶温度越低，再结晶速度越快。当变形量增大到一定程度时，再结晶温度基本稳定不变。工业纯金属经强烈冷变形后，最低再结晶温度约为0.4Tm(K)，Tm为熔点。(3)微量溶质元素： 溶质或杂质原子与位错，晶界存在交互作用，对位错的运动及晶界的迁移起阻碍作用，不利于再结晶的形核与长大，阻碍再结晶，使再结晶温度升高。(4)原始晶粒尺寸： 其他条件相同情况下，晶粒越细，再结晶温度越低。相同变形度，晶粒越细，晶界总面积越大，可供形核场所越多，形核率也越大，故再结晶速度越快。(5)分散相粒子：

25、分散相粒子直径较大和粒子间距较大的情况下，促进再结晶；分散相粒子直径较小和粒子间距较小的情况下，阻碍再结晶注：上述(5)的原因对宽的而言：亚晶界变为大角度晶界时，形核已经完成，且未与第二相粒子相遇，且此时第二相粒子的存在会加速形核有利于再结晶对窄的而言：亚晶界尚未变成大角度晶界就与第二相粒子相遇被钉扎晶粒生长减慢或停止阻碍再结晶82、影响再结晶后晶粒大小的因素 1)变形度 2)退火温度 3)杂质 4)合金成分注：(1)变形度：变形量很小时，退火后尺寸不变；在临界变形度内，退火后组织特别粗大；超过临界变形度时，随变形量增加，再结晶后晶粒得到细化；变形量相当大时，再结晶晶粒又会重新粗化。(2)退火

26、温度： 提高退火温度，不仅使再结晶的晶粒长大，而且使临界变形度变小，临界变形度越小，再结晶后的晶粒也越粗大。83、晶粒长大 1)正常长大 2)异常长大(二次再结晶)84、影响晶粒长大的因素 1)温度 2)杂质与合金元素 3)第二相质点 4)相邻晶粒的位向差注：(1)温度：温度越高，晶粒长大速度越快。一定温度下，晶粒长到极限尺寸后就不再长大，但提高温度后晶粒将继续长大。(2)杂质与合金元素：阻碍晶界运动，特别是晶界偏聚显著的元素，杂质原子被吸附在晶界可使晶界能下降，降低了界面移动的驱动力，使晶界不易移动。(3)第二相质点： 阻碍晶界的移动，使晶粒长大受到抑制。第二相粒子越细，数量越多，阻碍晶粒长

27、大能力越强。(4)相邻晶粒的位向差：晶界的界面能与相邻晶粒的位向差有关，小角度晶界的界面能低，故界面移动的驱动力小，晶界移动速度低。界面能高的大角度晶界可动性高。85、 1)动态回复：发生在层错能较高的金属材料中，是其主要的软化机制。 2)动态再结晶：发生在层错能较低的金属材料中，是其主要的软化机制。86、获得超塑性的条件 1)变形一般在0.5进行； 2)应变速率应加以控制，通常1； 3)在超塑性变形温度下，材料具有微细等轴晶粒(10m)的组织； 4)金属具有超塑性时，其流变应力和应变速率有如下关系 式中：m应变速率敏感系数，超塑性时m0.5，一般金属材料仅为0.010.04之间87、宽间距的

28、弥散相能加速再结晶的原因亚晶界变为大角度晶界时，形核已经完成，且未与第二相粒子相遇，且此时第二相粒子的存在会加速形核有利于再结晶88、扩散机制 1)间隙扩散机制 2)空位扩散机制89、扩散的驱动力 答：化学位梯度90、影响扩散的因素 1)温度 2)固溶体类型 3)晶体结构 4)浓度 5)合金元素 6)短路扩散注：(1)温度： 温度越高扩散系数越大(2)固溶体类型：间隙固溶体中间隙原子的扩散与置换固溶体中置换原子的扩散机制不同。间隙原子的激活能小，扩散快；置换原子的激活能大，扩散慢。(3)晶体结构： 在温度及成分一定的条件下任一原子在密堆点阵中的扩散比在非密堆点阵中扩散得慢。这是由于密堆点阵的致

29、密度比非密堆点阵的致密度大引 起的。这个规律对溶剂和溶质都适用，对置换原子和间隙原子也都适用。(4)浓度：扩散系数是随浓度而变化的，但碳在-Fe中的这种变化不是很显著。在实际生产中，常假定D与浓度无关。(5)合金元素：强碳化物形成元素，如W，Mo，Cr等，由于它们与碳的亲合力较大，能强烈阻止碳的扩散，降低碳的扩散系数。不能形成稳定碳化物，但易溶解于碳化物中的元素，如Mn等，它们对碳的扩散影响不大。不形成碳化物而溶于固溶体中的元素对碳的扩散的影响各不相同。(6)短路扩散：由于表面、晶界、位错所占的体积份额很小，所以只有在低温时(晶内扩散十分困难)或晶粒非常细小时，短路扩散的作用才能起显著作用。9

30、1、发生短路扩散的原因 在晶界及表面点阵畸变较大，原子处于较高能量状态，易于跳动，而且这些地方原子排列不规则，比较开阔，原子运动阻力小，因而扩散速度较快。92、菲克第一定律(适用于稳态)式中：J扩散通量(或) C扩散组元的体积浓度(或) D扩散系数()浓度梯度“-”扩散方向为浓度梯度的反方向，即扩散由高浓度区向低浓度区进行93、菲克第二定律(适用于稳态和非稳态)式中：C扩散物质的体积浓度(或)t扩散时间(s)x距离(m)D扩散系数()94、渗碳层深度式中：原始浓度渗碳气氛浓度距表面x处的浓度误差函数95、扩散通量式中：每秒钟由平面跳跃到平面的原子数每个原子每秒钟向相邻位置跳跃的次数96、扩散系

31、数式中：扩散常数()Q扩散激活能(势垒)( )97、固态相变的特点 1)相变阻力大 2)新相与母相界面上原子排列易保持一定的匹配 3)新相晶核与母相之间存在一定的晶体学位向关系 4)新相习惯于在母相的一定晶面上形成 5)母相晶体缺陷对相变起促进作用 6)易于出现过渡相98、固态晶体的特点 1)具有确定的形状 2)较高的切变强度 3)内部原子按点阵规律排列 4)不同程度地存在着各种分布很不均匀的结构缺陷99、固态相变的驱动力、过程答： 1)驱动力：新旧(母)两相之间的自由能差 2)过程：形核和长大两个基本过程100、液态相变(结晶)的驱动力、过程答： 1)驱动力：新旧(母)两相之间的自由能差 2

32、)过程：形核和长大两个基本过程101、固态相变的阻力来源 1)界面能 2)弹性应变能102、固态相变比液态结晶的阻力大的原因 1)多出一项应变能 2)扩散较困难103、固态相变产生的界面，按匹配程度分 1)共格界面 2)半共格界面 3)非共格界面104、决定应变大小的主要因素答：新旧相间的比体积差。105、新相与母相界面上原子排列易保持一定的匹配的根本原因 答：有利于相变阻力的降低。106、惯习现象出现的基本原因 答：降低界面能和应变能以减小相变阻力。107、形核的取向关系和成长的惯习现象的区别 1)形核的取向关系：完全指两种晶体之间的晶体学位向关系，即新相和母相某些晶面、晶向的对应平行关系。

33、 2)成长的惯习现象：主要是指新相优先发展时所取的母相的位向，以母相的晶面、晶向指数表示。108、新相晶核优先在缺陷处形成的原因 由于在缺陷周围晶格有畸变，自由能较高，在此处形成同样大小的晶核比在其它区域能获得更大的驱动力，因此容易在这些区域首先形成晶核。109、固态相变的类型 1)按相变前后热力学函数的变化 (1)一级相变 (2)二级相变 2)按相变时能否获得符合状态图的平衡组织 (1)平衡转变 (2)不平衡转变 3)按相变过程中形核与长大的特点 (1)扩散型相变 (2)半扩散型相变 (3)非扩散型相变 110、常见的各种固态相变及其特征 1) 扩散型 (1)纯金属的同素异构转变(2)固溶体

34、中的多形性转变(3)脱溶转变(4)共析转变(5)包析转变(6)调幅分解(7)有序化转变 2)半扩散型 (1)块状转变(2)贝氏体转变 3)非扩散型转变 马氏体转变111、晶体缺陷对形核的作用 1)空位对形核的促进作用 (1)空位可通过加速扩散过程或释放自身能量提供形核驱动力而促进形核；(2)空位群也可通过凝聚成位错而促进形核。 2)位错对形核的促进作用 (1)新相在位错线上形核，可借助于形核位置处位错线消失时所释放出来的能量作相变驱动力，以降低形核功；(2)新相形核时位错不消失，而使形核功降低；(3)溶质原子在位错线上偏聚(形成柯氏气团)，使溶质含量增高，便于满足新相形成时所需的成分条件，使新

35、相晶核易于形成；(4)位错线可作为扩散的短路通道，降低扩散激活能，从而加速形核过程；(5)位错可分解形成由两个分位错与其间的层错组成的扩展位错，使其层错部分作为新相的核胚而有利于形核。 3)晶界对形核的促进作用 大角度晶界具有高的界面能，在晶界形核时可使界面能释放出来作为相变驱动力，以降低形核功。112、新相晶核长大的实质答：新旧相界面向旧相方向迁移的过程。113、新旧相具有半共格界面时，新相的长大机制 1)切变式长大 2)台阶式长大114、晶粒度 1)起始晶粒度 2)实际晶粒度 3)本质晶粒度 (1)本质粗晶粒钢 (2)本质细晶粒钢115、影响奥氏体晶粒大小的因素1)加热温度和保温时间2)加

36、热速度3)钢的化学成分 (1)碳 (2)合金元素4)钢的原始组织注：1)加热温度和保温时间： 热温度越高，保温时间越长，奥氏体晶粒越粗大。加热温度作用更大。2)加热速度： 热速度越快，起始晶粒越细小。3)钢的化学成分 (1)碳：在一定含碳量范围内随奥氏体中含碳量的增加，促进碳在奥氏体中的扩散速率及铁原子自扩散速率的提高，故长大倾向增大。含碳量超过一定量后(超过共析成分)，由于奥氏体化时尚有一定数量的未溶碳化物存在，且分布在奥氏体晶界上，起到了阻碍晶粒长大的作用，反而使奥氏体晶粒长大倾向减小。(2)合金元素：强烈阻碍晶粒长大的元素有Ti、Zr、V、Nb、Al等，当其形成弥散稳定的碳化物和氮化物时

37、，由于分布在晶界上，因而阻碍晶界的迁移，阻止奥氏体晶粒长大。一般阻碍晶粒长大的元素有W、Mo、Cr等，其阻碍作用随含量的增多而增强。阻碍作用不显著的元素包括Si、Ni、Cu等。促进晶粒长大的元素有Mn、P、C、N及过量的Al等，这些元素溶入奥氏体中可削弱-Fe的原子结合力，加速铁的自扩散。值得指出的是，如果加热温度高到碳化物和其它化合物溶入到奥氏体中时，那些阻碍晶粒长大的元素的阻碍作用将会消失，晶粒便迅速长大。4)钢的原始组织： 始组织越细，碳化物分散度越大，所得到的奥氏体起始晶粒越细小，晶粒长大倾向越大。116、热处理常用的冷却方式 (1)连续冷却 (2)等温冷却117、影响过冷奥氏体等温转

38、变的因素1)奥氏体成分 (1)碳(2)合金元素2)奥氏体状态3)应力和塑性变形注：1)奥氏体成分 (1)碳：在完全奥氏体化的情况下，随含碳量的增加C曲线右移。 在正常加热条件下(亚共析钢在以上，过共析钢在之间)，过共析钢的C曲线，随着含碳量的增加向左移。 注：向左移的原因：因为奥氏体化时存在的未溶渗碳体成了奥氏体分解的外来核心，使奥氏体稳定性下降。故在碳钢中以共析钢的过冷奥氏体最稳定 含碳量越高，Ms点越低。(2)合金元素： 合金元素只有溶入奥氏体中，才会对过冷奥氏体转变产生重要影响。除Co、Al (>2.5w%)外，所有合金元素都会增大过冷奥氏体的稳定性，使C曲线右移。非碳化物形成元素

39、如Ni、Si、Cu等和弱碳化物形成元素Mn，只改变C曲线的位置。碳化物形成元素如Cr、Mo、W、V、Ti等，对C曲线的位置和形状产生双重改变。既使C曲线右移，又使其形状分成上下两部分，产生“双鼻子”，分别表示珠光体转变和贝氏体转变。2)奥氏体状态： 奥氏体晶粒越细小，成分越不均匀，未溶第二相越多，越有利于新相形核和原子扩散，使C曲线左移。3)应力和塑性变形：(1)在奥氏体状态下，施以拉应力会加速其转变，使C曲线左移。(2)在奥氏体状态下，施以等向压应力会阻碍其转变，使C曲线右移。 注：原因：在所有的组织中奥氏体比体积最小，发生转变时总是伴随着比体积的增大，承受拉应力有利于转变，而承受压应力不利

40、于转变。(3)对奥氏体进行塑性变形也有加速奥氏体转变的作用。 注：原因：对奥氏体进行塑性变形可使奥氏体点阵畸变加剧并使位错密度升高，有利于碳和铁原子的扩散和晶格改组。同时还有利于碳化物的析出，造成奥氏体中碳和合金元素的贫化，因而促进奥氏体的转变，使C曲线左移。118、奥氏体晶核长大的实质 答：新相奥氏体的相界面不断向铁素体和渗碳体方向推移，它是依靠铁、碳原子的扩散，使铁素体不断向奥氏体转变和渗碳体不断溶入到奥氏体中去而进行的。119、钢中的合金元素对奥氏体晶粒大小的影响 1)强烈阻碍晶粒长大的元素有Ti、Zr、V、Nb、Al等，当其形成弥散稳定的碳化物和氮化物时，由于分布在晶界上，因而阻碍晶界

41、的迁移，阻止奥氏体晶粒长大。 2)一般阻碍晶粒长大的元素有W、Mo、Cr等，其阻碍作用随含量的增多而增强。 3)阻碍作用不显著的元素包括Si、Ni、Cu等。 4)促进晶粒长大的元素有Mn、P、C、N及过量的Al等，这些元素溶入奥氏体中可削弱-Fe的原子结合力，加速铁的自扩散。 5)值得指出的是，如果加热温度高到碳化物和其它化合物溶入到奥氏体中时，那些阻碍晶粒长大的元素的阻碍作用将会消失，晶粒便迅速长大。120、奥氏体的形成过程 1)奥氏体形核 2)奥氏体晶核长大 3)残余渗碳体的溶解 4)奥氏体的均匀化注：(1)奥氏体形核： 将钢加热到以上，珠光体处于不稳定状态，由于在铁素体和渗碳体界面上的碳

42、浓度不均匀，原子排列也不规则，处于较高能量状态，这就从浓度、结构和能量上为奥氏体晶核的形成提供了有利条件，因此，奥氏体的晶核优先在界面上形成。(2)奥氏体晶核长大： 奥氏体晶核形成以后即开始长大。长大的实质是新相奥氏体的相界面不断向铁素体和渗碳体方向推移，它是依靠铁、碳原子的扩散， 使铁素体不断向奥氏体转变和渗碳体不断溶入到奥氏体中去而进行的。(3)残余渗碳体的溶解： 实验表明，铁素体向奥氏体转变的速度往往比渗碳体的溶解要快，因此铁素体总是比渗碳体消失得早。铁素体全部消失以后，仍有部分剩余渗碳体未溶解，随着时间的延长，这些剩余渗碳体不断地溶入到奥氏体中去，直至全部消失。(4)奥氏体的均匀化：

43、渗碳体全部溶解完毕时，奥氏体的成分是不均匀的，原来是渗碳体的区域含碳量较高，而原来是铁素体的区域含碳量较低。只有延长保温时间，通过碳原子的扩散才能获得均匀化的奥氏体。121、珠光体的形态 1)片状珠光体 2)球状或粒状珠光体122、珠光体的形成过程(以渗碳体为领先相为例) 1)首先在奥氏体晶界出(或其它有利于形核的部位)形成一小薄片渗碳体晶核，随后它不仅向前长大，而且也向两侧方向长大。 2)渗碳体长大时，将吸取周围奥氏体中的碳原子而使其贫碳，从而为铁素体在渗碳体的两侧形核创造条件。 3)在渗碳体两侧形成铁素体晶核以后，也随渗碳体一起向前发展，同时也往横向发展，这必然要向侧面的奥氏体排出多余的碳

44、而增高其含碳量，从而促进另一片渗碳体晶核的形成。 4)如此交替形核并不断地向奥氏体晶粒内部平行长大，就会得到一组片层大致平行的珠光体领域。 5)在第一个珠光体领域形成的过程中，其它可能形核的部位也在重复这一过程，并形成新的另一取向的珠光体领域。 6)当各个珠光体领域相互接触，奥氏体全部转变为珠光体时，转变即告结束，最终全部得到片状珠光体组织。123、珠光体转变在母相晶界处形核的原因 答：因为晶界上缺陷多、能量高，原子易于扩散，有利于产生成分、能量和结构起伏，易于满足形核的条件。124、退火和正火在工艺上和组织上的区别 1)工艺上：(1)退火：随炉冷却 (2)正火：在空气中冷却 2)组织上：(1)退火：获得接近平衡状态的组织(2)正火：获得较细的珠光体型组织(根据化学成分不同，珠光体型组织的相对数量不等)125、退火 1)完全退火 2)等温退火(不完全退火) 3)球化退火 4)扩散退火(均匀化退火) 5)去应力退火 6)再结晶退火126、扩散退火的特点 1)加热温度高 2)保温时间长 3)工艺耗能大，成本高127、去应力