《金属科学与工程导论》复习资料整理

1、第一章材料的力学形变:应力:应变:和压缩应变对于各向同性的材料分为：拉伸应变、剪切应变物体由于外因或内在缺陷，在外力作用下物质的各部分的相对位置发生变化的过程。 材料单位面积上所受的附加内力。体积元单位面积上的力可分解为法向应力和剪切应力 应力状态由6个应力分量来决定 材料受力时内部各质点之间的相对位移。应变由6个独立分量决定方向相反并作用在同一条直线上的两个拉伸应力时材料发生的形变 方向相反的两个剪切力时发生的形变V0变化为 V1=V0-V的形变拉伸应变：材料受到垂直于截面积的大小相等、 剪切应变：材料受到平行于截面积的大小相等、压缩应变：材料周围受到均匀应力P时，其体积从开始时的弹性形变：

2、固体受外力作用而使各点间相对位置的改变，当外力撤消后，固体又恢复原状。Hook定律：在弹性限度内，弹簧的弹力f和弹簧的长度x成正比，即f= -kx泊松比卩：在拉伸试验中，材料横向单位面积的减少与纵向单位面积长度的增加之比值 弹性模量：材料在弹性变形阶段内，正应力和对应的正应变的比值。弹性模量实际与曲线上受力点的斜率成正比 粘性形变：粘性物体在剪切应力作用下发生不可逆转的流动变形，该形变随时间增加而增大。牛顿流体：符合牛顿粘性定律的流体。在足够的剪切力下或温度足够高时，无机材料中的陶瓷晶界、玻璃和高分子 非晶部分均可产生粘性形变，因此高温下的氧化物流体、低分子溶液或高分子稀溶液大多属于牛顿流体

3、非牛顿流体：而高分子浓溶液或高分子熔体不符合牛顿粘性定律，为非牛顿流体。绝对速率理论的粘性流动模型：认为液体流动是一种速率过程，某一液体层相对于邻层液体流动时，液体分子从一 种平衡态越过势垒到达另一种平衡状态。塑性：材料在外力去除后仍保持部分应变的特性。延展性：材料发生塑性形变而不断裂的能力塑性形变：在足够大的剪切应力作用下或温度T较高时，材料中的晶体部分会沿着最易滑移的系统在晶粒内部发生位错滑移，宏观上表现为材料的塑性形变。滑移和孪晶：晶体塑性形变两种基本形式。滑移是指在剪切应力作用下晶体一部分相对于另部分发生平移滑动。在 显微镜下可观察到晶体表面出现宏观台阶，并构成滑移带。滑移一般发生在原

4、子密度大的晶面和晶面指 数小的晶向上。孪晶是晶体材料中原子格点排列一部分与另部分呈镜像对称的现象。镜界两侧的晶格常 数可能相同，也可能不同。实际晶体材料的滑移：由于使位错运动所需的剪切应力比使晶体两部分整体相互滑移所需的应力小得多，因此实际 晶体材料的滑移是位错缺陷在滑移面上沿滑移方向运动的结果，温度高时，位错运动的速度快，使得诸 如氧化铝等在室温下不易滑移的脆性材料，在一千度以上的高温时也能产生一定程度的塑性形变而呈现 一定程度的塑性。蠕变是在恒定的应力作用下材料的应变随时间t增加而逐渐增大的现象。影响蠕变的因素有：温度、应力、成分、晶体键型、气孔、晶粒大小和玻璃相等。 位错蠕变理论：认为在

5、低温时受到阻碍而难以发生运动的位错，在高温时由于热运动增大了原子的能量，使得位错 能克服阻碍发生运动而导致材料的蠕变。温度越高，位错运动的速度越高，蠕变也越大。扩散蠕变理论：认为材料在高温下的蠕变现象与晶体中的扩散现象类似，蠕变过程是在应力作用下空位沿应力作用 方向（或晶粒沿相反方向）扩散的一种形式。晶界蠕变理论：认为多晶界材料由于存在大量的晶界，当晶界位相差大时，可把晶界看成非晶体，在温度较高时， 晶界粘度迅速下降，应力使得晶界发生粘性流动而导致蠕变。粘弹性材料的力学性质与时间有关，具有力学松弛的特征，常见的力学松弛现象有蠕变、应力松弛、滞后和力损耗等。 应力松弛：在恒定的应变时，材料的内部

6、的应力随时间增长而减小的现象。其本质与蠕变原因相同，同样反映高分 子材料分子链的三种形变滞后：交变应力作用下形变落后于应力变化的现象。原因：在外力作用和去除中，大分子的形变使大分子链段发生 重排，这种过程需要一定的时间，导致应变的产生滞后于应力的作用。则会导力损耗W:当应变滞后于应力时每一循环周期损失的能量。这种损失的能量转变为热能，若来不及散失， 致材料内部温度上升，影响材料的使用寿命。蠕变和应力松弛：属于静态力学松弛过程或静态粘弹性。在实际生产中，作为工程材料，蠕变越小越好。如聚四氟 乙烯的蠕变严重，不能作为机械零件，但具有很好的自润滑特性，是很好的密封材料；而橡胶材料硫化 交联的方法是为

7、了防止因分子间滑移的粘性形变而引起的蠕变；又如材料加工时会产生内应力，常用升 温退火的方法来消除，以防止产品弯曲或开裂。滞后和力损耗：属于动态力学松弛或动态粘弹性，此时应力和应变均为时间的函数。在实际的应用中，对于在交变应力作用下工作的轮胎和传动皮带等橡胶制品，希望其tan 0越小越好。以便吸收更多的能量，以增强防震和隔音效果。时温等效原理：材料的粘弹性力学松弛现象，不仅与时间有关，而且与温度有关。升高温度与延长时间对分子运动及其引起的粘弹性行为是等效的，可借助转换因子aT将某一温度测定的粘弹性数据转换为另一温度TO的对应数据，这就是时温等效原理。Baltzmann 叠加原理：粘弹性材料的力学

8、松弛行为是其整个历史上各个应力贡献的线性加和的结果。据此原理可用 有限的实验数据，去预测很宽范围内材料的力学性质。理想弹簧： 代表理想弹性体，其力学性质服从 Hook 定律。理想粘壶：代表理想粘性体，服从牛顿粘性定律Maxwell 模型：由一个理想弹簧和理想粘壶串联成为 Maxwell 模型，在保持应变恒定时应力随时间按指数规律衰减 Voigt 模型：由一个理想弹簧和理想粘壶并联成为Voigt 模型: 在保持应力恒定时，应变随时间的延长而增大。粘弹性的微观分子理论：把高分子材料的分子看成由许多亚单元组成，每一个亚单元的末端距 ri（指连接理想的分子链两端的矢量长度）的分布都属于高斯分布（均方末

9、端距为a2）,亚单元的质量集中在由 Hook弹簧连接在 一起的珠子上。 由于高分子材料的分子链是线性的， 并且要考虑的形变是单轴方向的， 因此可以采用在 X 方向上的“有效弹性系数”而把体系描述成在一维方向上的分子链。机械强度：材料在外力作用下抵抗形变及断裂破坏的能力。根据外力作用的形式，可分为抗拉强度、抗冲强度、抗 压强度、抗弯强度、抗剪强度等。实际断裂强度远低于理论强度：是由于其中存在着位错。裂纹断裂并不是两部分晶体同时沿整个界面断开，而是裂 纹扩展的结果。裂纹的存在使得实际材料的断裂强度低于理论结合强度，裂纹的存在使得实际材料的断 裂强度b f低于理论结合强度b th材料强度的尺寸效应：

10、由于同种材料中大尺寸材料比小尺寸材料包含的裂纹数目更多，使得大尺寸材料的断裂强度 较低（从能量平衡的观点出发，裂纹扩展的条件是物体内储存的弹性应变能的减小大于或等于开裂形成 两个新表面所需增加的表面能）延性材料的断裂强度： 金属和非晶态高聚物类延性材料受力时产生塑性形变时消耗大量的能量，使得断裂强度提高。塑性功是阻止断裂的一个重要因素。陶瓷、玻璃等脆性材料有微米级微观线度的裂纹时，就会发生低于 理论结合强度的断裂；而金属和非晶态高聚物则在毫米级宏观尺寸的裂纹时，才会发生低应力的断裂。常用晶体材料的划痕硬度称为莫氏硬度，它不表示软硬的程度，只表示硬度有小到大的顺序，顺序在后面的材料能 划破前面材

11、料的表面。量子力学：反映微观粒子（分子、原子、原子核、基本粒子等）运动规律的理论 古典量子论：稳定椭圆轨道、电子自旋理论波函数的统计意义：空间某处物质波的强度（振幅的平方）可代表能够在该处找到这一粒子的几率密度。在任何给 定情况下运动的粒子都具有一波函数与它相联系， 这个波函数在空间某处的振幅的平方与粒子在该处出现 的几率成正比隧道效应：粒子由区域I穿过势垒n到达区域川中，并且粒子穿过势垒后能量并不减少，仍然保持在区域I的能量 材料的力学与显微结构：纳米陶瓷复合材料显微结构对力学性能的影响：纳米陶瓷材料根据弥散相的不同和基体尺 寸分为晶内型、晶间型、晶向 /晶间型和纳米 /纳米型。陶瓷纳米复合

12、材料的室温性能（如硬度、强度、断 裂韧性等）得到显著改善。纳米复合材料在提高室温力学性能的同时，也显著地改善了高温性能。相对而 言，陶瓷纳米材料在高温力学性能方面的提高更引人注目。纤维增强复合材料的微观结构与力学性能：长纤维增强效果明显，但是形状复杂的零件用长纤维比较困难，短纤维 的效果不太理想。基本上所有优良的纤维增强复合材料的显微结构特点是：纤维的取向大致相同，分散均 匀，没有团聚、交叉、扭曲等制造缺陷，所有纤维基本上被基体包裹。从一些研究成果来看，纤维长度对 复合材料强度的影响一般随着长度增加而增大。颗粒增强复合材料对材料力学性能的影响：复合材料的断裂韧性随增强相颗粒尺寸的变化并不呈现单

13、调变化规律。当颗粒尺寸很小时，断裂韧性随颗粒尺寸的增加而增加，但当颗粒尺寸本身很大时，复合材料的断裂韧性 都随着颗粒的增加而减小。研究表明，复合材料力学性能很大程度上取决于分散相在基体相中的分散质量 和二者形成的界面情况， 而无机刚性粒子的加入正好产生特殊的界面结构， 从而产生增强增韧的力学效果。层状结构复合材料显微结构对力学性能的影响：层状材料的结构是两层相同或多层相同或不相同的材料组成，界面 可以是强结合，也可以是弱结合的材料 经过设计的层状材料具有在特定方向上对裂纹的容忍性，包括最 具破坏性的表面裂纹。 层状结构陶瓷复合材料分成两类： 弱界面结合和强界面结合层状结构陶瓷复合材料。相变增韧

14、复合材料结构对力学性能的影响： 相变增韧陶瓷实质上是利用多晶多相陶瓷的某些相成分在不同温度的相变，达到改善材料微观结构的目的，从而产生增韧效果。相变增韧的材料中，多相组分有时无法按照某一 尺寸或线度去描述，不同的相变陶瓷内部可以出现多尺度的组织结构。从上可以看出材料的力学性能与显 微结构关系是十分密切的，在绝大数情况下可以说是微观结构决定了材料的力学性能。当然，这种决定关 系并不是一目了然的， 需要深入的研究其决定机理以进行定量计算， 从而指导材料的研究开发和生产应用。随着显微技术的发展及高速摄影技术的发展，对材料的微观动态研究已成为可能并具有实际意义。同时， 将力学性能与其它物理性能相结合也

15、将是新材料研究中一件有意义的工作。1）原子序数 Z 2）原子的质量 3 ） 电子从而产生带电离子的难易程度。 泡利不相容原理（同一电子态只第二章 材料的结构 结合键：相邻原子和原子群之间力的相互作用。结合键的特性决定结构和性能。 所有物质都是由原子构成。原子由电子、质子和中子构成。原子特性取决于： 电子的空间分布 4）原子中电子的能量 5）在原子中加入或除去一个（多个） 电子行为的描述量子力学：电子具有波粒二象性：电子波需满足薛定谔方程、 有一个电子占据） 、能量最低原理和洪德定则（在未填满的壳层中，电子的自旋值应尽量大） 原子成键类型的影响因素一电负性（EN）和电负性差值（EN）离子键：原子

16、间高电负性差值。共价键：负电性元素（特别是具有4 个或更多价电子的元素）构成的化合物基元点缺陷：线缺陷：面缺陷： 体缺陷： 聚合物由长链分子组成的有机材料非晶态原子在空间的排列不是周期性重复的点阵 玻璃化转变的实质：结构无序的液体转变为结构无序的固态 液体结晶的实质：结构无序向结构有序转变，原子非定域化向原子定域化转变，两者耦合在一起同时进行。 离子玻璃：氧化物、氯化物、硫化物 共价玻璃：有机玻璃、无定形半导体 热固性弹性体的结构：交联 热塑性弹性体的结构：嵌段金属键：含有三个或三个以下价电子的正电性元素构成的固体键的类型影响材料的性能。 键能曲线可用来解释固体的键长、材料的模量（刚度） 、结

17、合强度以及线膨胀系数等宏观性能。 点阵阵点无限延伸排列，每个点被相同类型的邻近点所包围。体现了晶体的平移对称性。 单胞由点阵组成的最小具平移对称性的单位 处在一个阵点的“物质群”晶体结构点阵基元晶体中的空位和间隙原子、离子晶体中的空位和间隙原子、晶体中的杂质、离子晶体中的杂质1、位错的类型 2、金属晶体中的位错 3、离子、共价和聚合物晶体中的位错4、位错与滑移1、自由表面 2、晶界 3 、其他面缺陷扭转晶界 1、空洞空位的三维聚集 2、沉淀物与基体不同晶体结构相的三维聚集第三章 材料的电学 任何一种物质，只要存在带电荷的自由粒子载流子，就可以在电场下产生导电电流。 金属中： 自由电子 无机材料

18、中：电子（电子 / 空穴）电子电导 离子（正、负离子 / 空穴）离子电导 霍尔效应：置于磁场中的静止载流导体，当它的电流方向与磁场方向不一致时，载流导体上平行于电流和磁场方向 上的两个面之间产生电动势差。霍尔效应的起源：源于磁场中运动电荷所产生的洛仑兹力，导致载流子在磁场 中产生洛仑兹偏转。该力所作用的方向即与电荷运动的方向垂直，也与磁场方向垂直。利用电解效应可以检验： 1.材料是否存在离子导电 2.可以判定载流子是正离子还是负离子 能否用更简单明了的模型来揭示纯金属电阻率与温度的依赖关系？晶格热容是一个宏观物理量，是晶格振动的统计平均效应。电阻率也是一个宏观物理量，是电子与声子作用的 统计平

19、均效应。平均声子模型，是假定声子系统由平均声子来构成，在这个系统中，每个声子的动量等于原声 子系统中声子的平均动量。我们知道，对电导有贡献的只是费密面上的电子，因此纯金属电阻率可看成是费密 面上的电子与平均声子相互碰撞的结果。纯金属的电阻率与声子浓度和声子平均动量的平方成正比。 电介质的定义：电介质的本质特征是以极化的方式传递、存储或记录电场的作用和影响，介电常数是表征电介质的最基本的参量。陶瓷的介电性能决定于感应极化的产生及其随时间的建立过程，而介电常数随频率和温度的变 化是决定电介质应用的重要因素。 在讨论电介质的极化时， 通常针对各向同性线性均匀电介质在电场中的行为。 所说的均匀是指电介

20、质的性质不随空间坐标发生变化， 所说的各向同性是指电介质的参数不随场量的方向发生 变化，线性是指电介质的参数不随场量的数值发生变化。电介质的极化定义：导体中的自由电荷在电场作用下定向运动，形成传导电流。但在电介质中，原子、分子或离子 中的正负电荷则以共价键或离子键的形式被相互强烈地束缚着，通常称为束缚电荷。在电场作用下，正、负束 缚电荷只能在微观尺度上作相对位移，不能作定向运动。正负束缚电荷间的相对偏移，产生感应偶极矩。在外 电场作用下 , 电介质内部感生偶极矩的现象，称为电介质的极化。注意：铁电体中自发极化的产生是不需要外 加电场诱导的，完全是由特殊晶体结构诱发的。极化类型： 1.弹性位移极

21、化（瞬时极化） 2. 取向极化（弛豫极化） 注意：原子和离子的电子位移极化率与温度无关。离子位移极化率与正负离子半径和的立方成正比，与电子位移极化率有大体相同的数量级，随温度升高，离子间距离增大，相互作用减弱，力常数K减小，因此离子位移极化率随温度升高而增大，但增加甚微。偶极子取向极化率与温度成反比，随温度升高而下降。偶极子取向极化率 比电子位移极化率大得多。不同电介质因极化机制不同 , 通常表现出不同介电常数。在交变电场下，由于介质的极化建立需要一定时间，在实 际电介质中会产生损耗，因此介电响应需用复介电常数描述弛豫过程：一个宏观系统由于周围环境的变化或受到外界的作用而变为非热平衡状态，这个

22、系统再从非平衡状态过 渡到新的热平衡态的整个过程就称为弛豫过程。弛豫过程实质上是系统中微观粒子由于相互作用而交换能量， 最后达到稳定分布的过程。弛豫过程的宏观规律决定于系统中微观粒子相互作用的性质。介电损耗：电介质在电场作用下往往会发生电能转变为其它形式的能（如热能）的情况，即发生电能的损耗。常将 电介质在电场作用下，单位时间消耗的电能叫介电损耗。电介质的击穿：一般外电场不太强时，电介质只被极化，不影响其绝缘性能。当其处在很强的外电场中时，电介质 分子的正负电荷中心被拉开，甚至脱离约束而成为自由电荷，电介质变为导电材料。当施加在电介质上的电压 增大到一定值时， 使电介质失去绝缘性的现象称为击穿

23、。 击穿场强电介质所能承受的不被击穿的最大场强。 击穿电压电介质（或电容器）击穿时两极板的电压。零电阻现象：将超导体冷却到某一临界温度（TC）以下时电阻突然降为零的现象。迈斯纳效应：当超导体冷却到临界温度以下而转变为超导态后，只要周围的外加磁场没有强到破坏超导性的程度， 超导体就会把穿透到体内的磁力线完全排斥出体外，在超导体内永远保持磁感应强度为零。迈斯纳效应与零电 阻现象是超导体的两个基本特性，它们既互相独立，又密切联系。超导态的临界参数：温度（TC）超导体必须冷却至某一临界温度以下才能保持其超导性。临界电流密度（J0 通过超导体的电流密度必须小于某一临界电流密度才能保持超导体的超导性。 临

24、界磁场（HC）施加给超导体的磁场必须小于某一临界磁场才能保持超导体的超导性。并且具有完全抗第 I 类超导体：主要包括一些在常温下具有良好导电性的纯金属，如铝、锌、镓、鎘、锡、铟等，该类超导体的熔 点较低、质地较软，亦被称作“软超导体” 。其特征是由正常态过渡到超导态时没有中间态， 磁性。第 I 类超导体由于其临界电流密度和临界磁场较低，因而没有很好的实用价值。II类超导体和第I类超2.第 II 类超导体的混第 II 类超导体：除金属元素钒、锝和铌外，第 II 类超导体主要包括金属化合物及其合金。第 导体的区别主要在于： 1.第 II 类超导体由正常态转变为超导态时有一个中间态（混合态）合态中有

25、磁通线存在，而第 I 类超导体没有； 3. 第 II 类超导体比第 I 类超导体有更好的应用前景。理想第 II 类超导体的晶体结构比较完整，不存在磁通钉扎中心，并且当磁通线均匀排列时，在磁通线周围的涡旋电 流将彼此抵消，其体内无电流通过，从而不具有高临界电流密度。非理想第II 类超导体的晶体结构存在缺陷，并且存在磁通钉扎中心，其体内的磁通线排列不均匀，体内各处的涡旋电流不能完全抵消，出现体内电流，从而具有高 临界电流密度。在实际上，真正适合于实际应用的超导材料是非理想第II 类超导体。第四章 材料的磁学 磁感应强度：表示材料在外磁场H 的作用下在材料内部的磁通量密度。磁导率：表示材料在单位磁场

26、强度的外磁场作用下，材料内部的磁通量密度，是材料的特征常数。在工程中磁导率分为：有效磁导率、永久磁导率、表观磁导率、振幅磁导率、可逆磁导率、切变磁导率、脉冲 磁导率、最大磁导率等相对磁导率：材料的磁导率与真空磁导率卩0之比磁化强度：在外磁场 H 的作用下，材料中因磁矩沿外场方向排列而使磁场强化的量度，其值等于单位体积材料中感 应的磁矩大小。轨道磁矩：电子围绕原子核的轨道运动，产生一个非常小的磁场，形成一个沿旋转轴方向的磁矩自旋磁矩：每个电子本身有自旋运动产生一个沿自旋轴方向的磁矩。原子磁矩： 为原子中各电子磁矩总和。 原子中每个电子都可以看作是一个小磁体， 具有永久的轨道磁矩和自旋磁矩。 一个

27、原子的净磁矩是所有电子磁矩的相互作用的矢量和，又称为本征磁矩或固有磁矩。 电子对的轨道磁矩相 互对消，自旋磁矩也可能相互对消，所以当原子电子层或次层完全填滿时，磁矩为零。抗磁性：由于外磁场使电子的轨道运动发生变化而引起的，方向与外磁场相反的一种磁性。一种很弱的、非永久性 的磁性，只有在外磁场存在时才能维持。顺磁性：有些固体的原子具有本征磁矩；无外磁场作用时，材料中的原子磁矩无序排列，材料表现不出宏观磁性； 受外磁场作用时，原子磁矩能通过旋转而沿外场方向择优取向，表现出宏观磁性，这种磁性称为顺磁性。铁磁性：有些磁性材料在外磁场作用下产生很强的磁化强度。外磁场除去后仍保持相当大的永久磁性。 材料是

28、否具有铁磁性取决于两个因素：(1) 原子在晶格中的排列方式(2) 原子是否具有由未成对电子，即自旋磁矩贡献的净磁矩(本征磁矩 )反铁磁性：在有些材料中，相邻原子或离子的磁矩呈反方向平行排列，结果总磁矩为零，叫反铁磁性 亚铁磁性：亚铁磁性在宏观性能上与铁磁性类似，区别在于亚铁磁性材料的饱和磁化强度比铁磁性的低。成因是由原子磁矩的排列是混乱无序的。 在此温度以下， 所以，居里温度 是铁磁体或亚铁磁体的相于材料结构中原子磁矩不象铁磁体中那样向一个方向排列，而是呈反方向排列，相互抵消了一部分。 铁磁性材料的居里温度：对于所有的磁性材料来说，并不是在任何温度下都具有磁性。一般地，磁性材料具有一个临界温度

29、Tc,在这个温度以上，由于高温下原子的剧烈热运动， 原子磁矩排列整齐，产生自发磁化，物体变成铁磁性或亚铁磁性。这些原子的磁矩都象一个个小磁铁那样整齐排列，变转变点 磁畴：磁性材料内部的一个个小区域, 每个区域内包含大量原子,但相邻的不同区域之间原子磁矩排列的方向不同。各个磁畴之间的交界面称为磁畴壁。宏观物体一般总是具有 很多磁畴,这样,磁畴的磁矩方向各不相同,结果相互抵消,矢量和为零,整个物体的磁矩为零,它也就不能 吸引其它磁性材料。也就是说磁性材料在正常情况下并不对外显示磁性。只有当磁性材料被磁化以后,它才能 对外显示出磁性。既然磁畴内部的磁矩排列是整齐的,那么在磁畴壁处原子磁矩又是怎样排列

30、的呢？ 在畴壁的一侧,原子磁矩指向某个方向,假设在畴壁的另一侧原子磁矩方向相反。那么,在畴壁内部,原子磁 矩必须成某种形式的过渡状态。实际上,畴壁由很多层原子组成。为了实现磁矩的转向,从一侧开始,每一层 原子的磁矩都相对于磁畴中的磁矩方向偏转了一个角度,并且每一层的原子磁矩偏转角度逐渐增大,到另一侧 时,磁矩已经完全转到和这一侧磁畴的磁矩相同的方向。退磁化过程：样品磁化到饱和点之后，慢慢地减小H则M也减小。这个过程叫退磁化过程。M(B)的变化并不是按磁化曲线的原路程退回,而是按另一条曲线变化。磁滞现象：起始磁化曲线为 oc ,当外磁场减小时,介质中的磁场并不沿起始磁化曲线返回,而是滞后于外磁场

31、变化 磁滞现象是由于掺杂和内应力等的作用,当撤掉外磁场时磁畴的畴壁很难恢复到原来的形状,而表现出来。tc 。退磁方法： (1)加热法：当铁磁质的温度升高到某一温度时, 磁性消失, 由铁磁质变为顺磁质, 该温度为居里温度 当温度低于 tc 时,又由顺磁质转变为铁磁质。原因：由于加热使磁介质中的分子、原子的振动加剧,提供了 磁畴转向的能量,使铁磁质失去磁性。(2)敲击法：通过振动可提供磁畴转向的能量,使介质失去磁性。如敲击永久磁铁会使磁铁磁性减小。 (3)加反向磁场法：加反向磁场,提供一个矫顽力Hc ,使铁磁质退磁。 (4)加交变衰减的磁场：使介质中的磁场逐渐衰减为 0 ,应用在录音机中的交流抹音

32、磁头中。铁磁材料分类：1. 软磁材料：具有较高的磁导率和较高的饱和磁感应强度；较小的矫顽力(矫顽力很小,即磁场的方向和大小发生变化时磁畴壁很容易运动)和较低磁滞损耗,磁滞回线很窄；在磁场作用下非常容易磁化； 取消磁场后很容易退磁化。 软磁材料主要应用： 制造磁导体, 变压器、继电器的磁芯 (铁芯 )、电动机转子和定子、 磁路中的连接元件、磁极头、磁屏蔽材料、感应圈铁芯、电子计算机开关元件和存储元件等。软磁材料的 应用要求：要求软磁材料的电阻率比较高,因为使用中除上述磁滞能量损失之外,还可能因磁场变化在磁 性材料中产生电流 (涡流)而造成能量损失。 为了尽量减少后一种能量损失, 要求磁性材料的电

33、阻率较高, 因此常用固溶体合金(如铁 -硅、铁 -镍合金)和陶瓷铁氧体作软磁材料。2. 硬磁材料： 硬磁材料又称永磁材料, 难于磁化又难于退磁。 主要特点： 具有较大的矫顽力, ； 磁滞回线较粗,具有较高的最大磁能积 (BH)max； 剩磁很大； 这种材料充磁后不易退磁,适合做永久磁铁。硬磁性材料如碳钢、铝镍钴合金和铝钢等。硬磁材料主要应用：用于制造各种永磁体,以便提供磁场空间；可用于各 类电表和电话、录音机、电视机中以及利用磁性牵引力的举重器、分料器和选矿器中。3. 非金属氧化物 铁氧体：铁氧体是含铁酸盐的陶瓷氧化物磁性材料,一般呈现出亚铁磁性。磁滞回线呈矩形,又称矩磁材料, 剩磁接近于饱和

34、磁感应强度 具有高磁导率、高电阻率 由 Fe2O3 和其他二 价的金属氧化物（如 NiO, ZnO 等）粉末混合烧结而成。可作磁性记忆元件第八章 晶体的塑性形变研究金属形变的意义：材料的强度和塑性是两个重要的力学性能，它决定了零构件的加工成形的工艺性能，同 时又是零构件的重要使用性能。材料的力学性能是结构敏感的，它和材料的组织和结构有密切关系，如晶 体缺陷密度。塑性形变的主要机制是滑移，滑移的临界分切应力可作为起始塑性形变切应力的估计，它取 决于位错源开动所需的力以及位错运动所需克服的P-N 力等阻力。起始塑性形变所需要的切应力越高，晶1 个滑移方向滑移称交滑移。交滑移形成的滑移线（带）是折线

35、形状。对低 位错运动是平面型的，称平面滑动。对高层错能材料，位错容易交滑移， 交滑移容易与否，对材料的应变硬化有很大的影响。层错能越低，位错不体材料的屈服强度越高。交滑移：两个或多个滑移面共同按 层错能材料，位错很难交滑移， 滑移线呈波纹状，称波纹滑动。 易通过交滑移越过遇到的障碍，从而加大了应变硬化。多系滑移：当外力的取向使 2 个或多个滑移系上的分切应力均达到临界分切应力值时，这些滑移系可以同时开 动而发生多系滑移。 发生多系滑移时， 在抛光表面看到不止一组的滑移线， 而是两组或多组交叉的滑移线。 由于多个滑移系开动， 位错交截产生割阶及位错带着割阶运动等原因使位错运动阻力增加， 因而强度

36、增加。 外力轴处于只有 1 个滑移系开动的取向，材料的强度是比较低的，这样的取向称为软取向；外力轴处于易 多滑移的取向称为硬取向。拉伸和压缩时晶体的转动：若晶体在拉伸时不受约束，滑移时各滑移层会象推开扑克牌那样一层层滑开，每一 层和力轴的夹角 c0 保持不变。但在实际拉伸中，夹头不能移动，这迫使晶体转动，在靠近夹头处由于夹头 的约束晶体不能自由滑动而产生弯曲，在远离夹头的地方，晶体发生转动，转动的方向是使滑移方向转向 力轴。滑移时晶体发生转动，使晶体各部分相对外力的取向不断改变，各滑移系的取向因子也发生变化。如果起始取向co和10大于45,在转动时取向因子加大，出现软化，这种软化称几何软化。转

37、动使X 1和入1小于45，取向因子又重新减小，出现硬化，这种硬化称几何硬化。起始与可测的关系：临界分切应力是在滑移系上第一个位错开动所需要的切应力。但从实际的实验来说,不可 能测量到这样微小的塑性形变。实际测得屈服点都是对应某一定量的塑性形变的应力,即此时已有了一定 数量的位错运动。这样,测出的临界分切应力（塑性形变的起始应力）已不是单一的一个位错运动需要克 服的阻力,而还应包含一些运动位错间交互作用引起的阻力。测量仪器的灵敏度越高,所测出的塑性形变 的起始应力就越低。条件屈服应力：实际测量的应力 - 应变曲线中,大多数材料是没有明确的弹性形变和塑性形变的分界点的,所 以一般是人为地按一定条件

38、来确定屈服应力,这种屈服应力称为条件屈服应力。临界分切应力与温度间的关系：长程交互作用引起的阻力随温度的变化是很小的。对于如位错和林位错相截形 成割阶或带着割阶滑动等短程交互作用引起的阻力,因为这些过程只涉及几个原子间距,热激活对这些过 程会有很大作用。温度上升使这些过程易于进行,所以临界分切应力随温度上升而降低。当温度高时,热 激活提供足够的能量,使得临界分切应力不再随温度变化。加工硬化现象：材料加工时强度和硬度随应变加大而增加；应力 -应变曲线：是定量描述加工硬化性质的依据。单晶应力-应变曲线：它是定量描述加工硬化性质的依据。上下屈服点效应：如果体心立方金属含有微量的如碳、氮等间隙原子,不

39、论它是单晶体或多晶体,它的应力-应变曲线都会出现一个上屈服点和下屈服点。原因：溶质气团影响加工硬化行为的因素： 1.内部因素：晶体结构、晶体取向或织构、堆垛层错能、化学成分、显微组织的几 何形状和尺寸以及位错亚结构。2.外部因素：温度、应变速率、形变模式。孪晶特点：原子排列以某一晶面成镜面对称。孪晶形成过程：形变、晶体生长、退火及相变。 孪生和滑移的差别：（1）滑移使滑移面两侧相对滑动一个完整的平移矢量（柏氏矢量）,而孪生则在孪晶内所有的面都滑动,滑动的距离并非是完整的平移矢量,每个面的滑动量和距孪生面的距离成正比。（2）滑移后整个晶体的位向没有改变,而孪生则使孪晶部分的位向与基体成对称。（3

40、）滑移使表面出现台阶（滑移线） ,表面重新抛光后,滑移线消失；孪生则使表面出现浮凸,因孪晶与基体 的取向不同,表面重新抛光后并浸蚀后仍能看到。孪生的一般特点：(1) 出现的频率和尺寸取决于晶体结构和层错能的大小。(2) 常在高应力集中处形核，出现孪生时b- 曲线有突然下降。(3) 根据孪晶几何的分析，孪生区域应由2个与基体共格的孪生面为边界。(4) 由孪生提供的形变量是很小的，特别是在六方结构晶体中扭折：塑性形变的一种形式。出现条件：滑移和孪生困难时发生。压缩方向平行于滑移面，不容易滑移的，为松弛外力，局部晶格绕某轴产生旋转而形成扭折。在扭折带中包含大量不均匀堆积的滑移位错，在扭折面K两边的滑

41、移线虽然是镜面对称的，但晶格却并非是对称的。形变带：晶粒局部转动使晶体从单一的取向分裂成两种互补的取向的局部区域。形变带和扭折带都是在特殊条件下滑移的表现，它们都是因形变形成取向与晶体其余部分不同的区域，在它们的边缘并不是晶界，它有一定的宽度，是取向逐渐过渡的区域，称这个过渡的边界为过渡带多晶体形变的特点：不同于单晶；每一晶粒的取向“软”和“硬”不同，形变先后及形变量也不同。为保持整体的 连续性，每个晶粒的形变必受相邻晶粒所制约。晶界存在引起强度增加的原因：双晶试验表明，试样的屈服强度随2个晶粒取向差加大而加大；把取向差与强度的关系曲线外推到取向差为零时，屈服强度大体和单晶的各种取向的屈服强度

42、的平均值接近。说明晶界本身对强 度的贡献不是主要的，而对强度的贡献主要来自晶粒间的取向差。因相邻晶粒取向不同，为保持形变时应变连 续，各晶粒形变要协调，在晶界附近会进行多系滑移。正是这些多系滑移增加了形变阻力，从而增加强度。实现任一变形的条件：必须有5个独立的滑移系开动。原因：描述任一应变状态用9个分量-对称张量，6个分量-形变体积不变，即 3个正应变之和不变，只有 5个是独立的。形变时宏观协调的难易与晶粒尺寸相关：晶粒小时各晶粒间形变比较均匀。晶粒越大，形变越不均匀，晶粒“碎化”的现象越强烈。大晶粒形变要求局部开动比较少的滑移系(少于5个)，结果流变应力会降低。这是小晶粒材料比大晶粒材料强和

43、硬的原因。影响冷形变金属微观组织的因素：1. 层错能：层错能高-组织为胞状结构、DDW、MB及亚晶等。层错能低-有扩展位错，不易交滑移和攀移- 产生形变孪晶。2. 晶粒大小：大晶粒比小晶粒表现更明显的不均匀形变，晶粒“碎化”更显著。3. 第二相颗粒：造成更高的位错密度。大颗粒-位错集中在颗粒附近可形成形变带及大小约为0.1 的亚晶。小颗粒-位错环或位错缠结分布在粒子附近。弥散粒子钉扎位错，使位错不易交滑移，阻碍普通胞状 结构形成。4. 溶质原子：偏聚在位错上形成气团， 降低位错运动率及形成胞状结构的倾向。溶质原子可影响层错能而改变形变行为。溶入高价金属原子超过一定限度时降低层错能，不利于胞状结

44、构的形成。5. 形变温度：提高-有利于交滑移和攀移， 胞状结构明显，胞尺寸增大。-减少位错与第二相颗粒的交互作用， 使大颗粒附近的形变带尺寸减小，形变带内的点阵转动减少。6. 形变速率的作用：与温度的作用相反，提高形变速率相当于降低形变温度的作用。织构(择尤取向)的概念：多晶体晶粒取向集中分布在某一个或某些取向附近的现象。出现织构的原因：形变总是在取向有利的滑移系和孪生系上发生，结果使得形变后晶体的取向并非是任意的。随着 形变进行，各晶粒的取向会逐渐转向某一个或多个稳定的取向，这些稳定的取向取决于金属材料的晶体结构及 形变方式。晶体取向：指晶体的 3个晶轴在给定参考坐标系内的相对方位。取向与织

45、构的区别：多晶中晶粒取向的(择优)分布。单与多的关系。极图：表示被测材料中各晶粒的某一选定晶面hkl的取向分布的图形。反极图：与极图相反；是描述多晶体材料中平行于材料的某一外观特征方向的晶向在晶体坐标架的空间分布的图形； 形变织构的类型取决于形变金属的本质及加工方式。矿=+加2当两个相的塑性较好时，一般有两种近似处理方法：(1)设两相具有同样的应变，s1和s2必不同，平均应力为: (2)设两相应力相同，应变 e1和e2必不同，平均应变为: 实际上，这两种假设都不完全正确。形变过程中各晶粒中的形变已是极不均匀的，第二相的存在更加大了这种 不均匀性，所以，第一种应变相同的假设与实际不符；按第二种应

46、力相同的假设，两相间应变必不连续分布， 则在界面处会出现裂缝，这也是和实际不符。实际情况是，形变总是从较弱的相开始，随着形变量的增加，在 某些界面处的应力集中导致较硬的相形变。在形变过程要求跨过相界面的应力和应变都要保持连续性。另一相是脆性相，则除两相的相对量外，脆性相的形状和分布对合金塑性起重大作用。三种情况：（1）脆性相连续地沿塑性相晶界分布； （2）脆性相不连续地分布在塑性相的晶界上；（3）脆性相不连续地分布在塑性相内。形变后的残余内应力：金属形变时，外力作功的大部分以热的形式散掉，只有一小部分（约10%15%）以残余内应力的方式储存在形变金属中（称储存能） ，它随形变量加大而加大，但它

47、占形变总功的分数却随形变量加大 而减小。通常把残余内应力分为三类：第一类残留内应力：由宏观尺度上的不均匀形变引起。第二类残留内应力： 晶粒尺度范围内的不均匀形变引起。 第三类残余内应力： 由形变产生的位错和点缺陷引起。第九章 回复和再结晶 因回复过程在光学镜下难以直接观察到，要用特殊方法测量： 量热法，测量回复时放出的储存能； 电阻法，测量回复过程电阻的减小量； 测量回复过程硬度或流变应力的降低量； 测量回复过程位错密度的减小以及位错排列结构的变化； 测量因形变而使 X 射线谱线的宽展和在回复过程中锋锐化程度； 储存能释放量及释放过程动力学是了解回复过程的重要信息。 回复（再结晶）的影响因素：

48、1. 低形变量试样总储存能少，大部分储存能在回复阶段释放，只有小部分供作再结晶的驱动能，再结晶在较高 的温度下发生。高形变量试样的总储存能高，在回复过程只释放其中一小部分，大部分供作再结晶的驱动能， 再结晶在较低温度下发生。2. 杂质可延缓空位的消除。杂质原子还可钉扎位错，阻止形变时的动态回复，提高储存能，从而加速退火时的回复，延缓再结晶。一般来说，纯度越高，再结晶开始的温度越低。3. 层错能越低，位错攀移或交滑移离开原滑移面越困难，这样回复释放能量所占的分数就越少。4. 退火温度高，在回复很短时间后就出现再结晶。退火温度低，则再结晶出现的时间推迟。5. 形变量越大，出现再结晶时间越早，再结晶

49、所释放的能量所占的比例也越大。金属经冷形变后，产生空位、位错和层错等晶体缺陷，电子定向流动时被这些缺陷散射而使电阻增加。 等温退火时，在退火早期电阻率随时间延长急剧下降，后来变化缓慢，最终趋于一稳定值。不同温度退火，这一稳 定值不同。退火温度越高，稳定值越低。机械性能的回复：1. 流变应力和硬度是位错密度和位错分布的函数，只有发生位错迁动时才会有机械性能的回复。2. 低温回复只涉及点缺陷的运动，机械性能几乎不变。较高温度回复时，机械性能回复程度取决于金属的形变 性质以及金属本身特征。 层状性质塑性形变 （如六方结构金属只在基面滑移， 又如立方晶体单系滑移等） 时， 晶体没有严重局部点阵弯曲，不

50、会发生再结晶，只能通过回复消除加工硬化。若塑性形变具有湍流性质（如 多系滑移），特别是靠近晶界的复杂形变。这时晶体出现严重局部点阵弯曲区域，除在高温回复消除部分加工 硬化外，只有在再结晶时才能消除全部加工硬化。3. 普遍的规律：形变量越大，塑性流变越具有湍流性质，回复退火使加工硬化消除的分数越小。高层错能金属 中位错易交滑移和攀移，回复阶段位错可对消和重排，机械性能有一定程度的回复。低层错能金属中位错不 易交滑移和重排，回复时机械性能回复少。回复动力学：等温退火时电阻回复及机械性能回复都有相似的动力学特征，共同点是：无孕育期，开始阶段变化率 最快，然后逐渐变慢，最后趋于零，性质回复到某一稳定的

51、特征值。回复过程组织的变化：回复时空位迁动和消失是不会影响显微组织的，只有涉及位错迁动时才会影响显微组织。位 错迁动和重排引起的显微组织变化主要是多边形化和亚晶形成和长大。多边形化：起源于单晶体经一定程度弯曲后退火所发生的一种简单的显微组织变化。现泛指回复过程中有位错重新 分布而形成确定的亚晶结构的过程。2. 胞内位错变少，胞亚晶形成： 1. 晶内位错胞，胞内位错密度低，胞间高位错密度的位错缠结构成的漫散胞壁。 壁位错重新排列和对消，使胞壁减薄变锋锐，形成位错网络。 3. 转化为亚晶（界）亚晶必须转动。转动过程引起原子从影线面积沿界面扩散到空白面积中去。位错/空位的协同运动。再结晶驱动力：形变

52、金属的机械储存能；再结晶基本标志：晶核通过大角度界面迁动而长大； 再结晶与相变的关系：都有形核、长大过程,有孕育期,相似的动力学方程；本质区别：驱动力不同。相变驱动力是新 /母相间的化学自由能差,而再结晶驱动力是形变金属的机械储存能。相变必有一个临界温度,该临界温 度是热力学意义的温度。再结晶临界温度只是一个动力学意义的温度。再结晶温度：对形变金属,从受形变开始就获得储存能,它立刻就具有回复和再结晶的热力学条件,原则上就可发生再结晶。温度不同,只是过程的速度不同罢了。所以,再结晶并没有一个热力学意义的明确临界温度。 人为定义了一个“再结晶温度：在一定时间内（一小时）刚好完成再结晶的温度。是一个

53、动力学意义的温度。 形变量越大,再结晶刚完成的晶粒尺寸越小。在相同的形变量下,若给定退火时间,则晶粒尺寸随退火温度增 加而增加,这是再结晶后晶粒长大的结果。需超过一最小形变量- 6随匸,T再J；但当大到一定值后 ,T再趋于一稳定值。 再结晶刚完成时的 d取决于而和T关系不大。原始dO f,要获得相同的 T再的越大。Tdeff，要获得相同程度的应变硬化所需的?0 新晶粒不会长入取向相近的形变晶粒中。 再结晶后继续加热, d f （此为长大问题） 。再结晶的基本规律：（1）（2）（3）（4）（5）（6）（7） 再结晶图：生产上常关心再结晶后的晶粒尺寸与形变量及退火温度和时间的关系用来获得所希望的晶

54、粒大小（和性 能）对应再结晶图。不随时间再结晶动力学条件： ?形核率不随时间变化； ?形核地点在整个体积内随机分布； ?所有核心的长大速度相同,变化； ?核心在相碰处停止长大；再结晶动力学影响因素： 1）形变量：变形量增大,使储存能及形核位置增加,加速再结晶。2） 形变方式：单晶体易滑移阶段变形不会产生再结晶形核所需要的“位向梯度”,进而只产生回复而不发生再 结晶。压缩变形的影响不如拉伸变形的影响大, 在同样的变形量下, 拉伸变形比压缩变形材料的再结晶温度低。3）晶粒取向：变形晶粒的储存能大小取决于开动的滑移系的多少及交互作用的大小,即取决于晶粒的原始取向。对多晶体,再结晶速度取决于变形前的织

55、构及变形织构。4）原始晶粒尺寸的影响：相同应变量下细晶内形变储存能高,加速再结晶；两方面影响：晶界是有利的再结晶形核位置,原始晶粒小,再结晶形核位置多, 有利于再结晶；但原始晶粒小,变形较均匀,减少形核位置,不利于再结晶。总体是前者影响大于后者。原始 晶粒尺寸还可能影响形变织构,从而影响再结晶动力学。5）溶质 /杂质的影响：延缓再结晶,对再结晶形核和长大都有影响,但主要是通过对晶界迁移率的影响而提高再结晶温度。6）形变温度 /应变速率：热激活的作用受温度影响；高温及低应变速率变形时回复强烈,降低形变储存能,不利于再结晶。7）退火温度：再结晶的形核特点实验事实 ：? 核心优先在局部形变高的区域形

56、成。（形变带 ,晶界,夹杂附近及自由表面附近等 ）。? 形变量高于一临界值后,形核率随形变量增加而急剧增加。? 一般情况下 （中等形变量下 ）,核心的晶体学位向与它形 成所在的形变区域的晶体学位向有统计关系。? 核心不能长入和它的位向差别不大的区域中。增加形变储存能而增加再结晶驱动力。因为它使形变后的结构复杂，使位错密度增加的缘故。 粒子附近可能作为再结晶形核位置。大而硬且间距宽的第二相粒子，由于形变时粒子附近出现更多的不均匀形 变区，这些区域有大的显微取向差，可促发形核 弥散和稠密分布的第二相粒子钉扎晶界，阻碍迁动。总之,一切大取向差和大应变能差的地方都可是形核地点。 对再结晶有三方面影响：

57、（1）（2） （3） 再结晶时的脱溶交互作用：本质是两种转变（再结晶和脱溶相变）的交互作用。基本规律：形变引入缺陷促进脱溶 和再结晶形核,脱溶析出粒子影响再结晶形核并钉扎晶界从而延缓再结晶。连续（原位）再结晶的概念：退火时无大角晶界的迁移,但最后形变基体可恢复为原来的未形变状态。 晶粒正常长大及二次再结晶：过程起点：再结晶完成,无形变组织；此时能量状态：虽然形变储存能已完全释放, 但材料仍未达到最稳定状态（含有晶界） ,为减少总界面能,晶粒力求长大。晶粒长大驱动力：总界面能的减 少；这部分能量约为再结晶时释放能量的 1/1OO。实测n值与理论门值（=2）偏离原因：假设晶界迁移率是常数。但微小杂质原子对晶界有很大拖曳作用，在中等 迁移速度下M随V变化。即使是非常纯的金属，在高温时晶界结构和晶界迁移率会改变的。晶粒长大驱动 力随晶粒长大而减小，这可能是因为在固溶体中存在不易扩散的溶质原子丛集对晶界起钉扎作用。 粒子钉扎的产生原因： 晶界开始穿过粒子时， 晶界面积减小， 即减少了总的界面能量， 这时粒子是帮助晶界前进的。 但当晶界到达粒子的最大截面处后，晶界继续移动又会重新增加晶界面积，即增加了总的界面能量，这时粒子 对晶界移动产生拖曳力，即起钉扎作用