材料科学基础考研复习材料哈尔宾工业大学

材料科学基础★考研复习材料

★哈尔滨工业大学第一章:绪论ー、本课程的性质和任务《材料科学基础》是材料科学与工程专业的主要理论基础课程。该课程从微观领域出发,揭示材料组织结构与性能之间的内在联系以及在各种条件下的变化规律,为有效地使用材料和研制具有特定性能的材料提供理论依据和线索。本课程的任务如下:.使学生系统掌握材料科学的基本理论与基本知识,初步学会用所学的理论来分析问题,从而为学生学习其他专业课程以及今后从事材料研究工作打好基础,为今后在工作中分析和解决实际问题培养能力;.培养学生阅读材料基础理论方面的一般文献及进ー步自修能力;.使学生初步掌握材料科学的实验方法;二、材料科学的发展“材料科学”是20世纪60年代初提出的。“材料科学，，的形成实际是科学技术发展的结果。首先,固体物理、无机化学、有机化学、物理化学等学科的发展,对物质结构和物性的深入研究,推动了对材料本质的了解；同时,冶金学,金属学、陶瓷学、高分子科学等的发屉也使对材料本身的研究大大加强,从而对材料的制备、结构与性能,以及它们之间的相互关系的研究也愈来愈深入。为材料科学的形成打下了比较坚实的基础。其次,在材料科学这个名词出现以前,金属材料、高分子材料与陶瓷材料都已自成体系,目前复合材科也获得广泛应用,其研究也逐步深入。但它们之间存在着颇多相似之处,对不同类型材料的研究可以相互借鉴，从而促进学科的发展。虽然不同类型的材料各有其专用测试设备与生产装置,但各类材料的研究检测设备与生产手段有颇多共同之处。在材料生产中,许多加工装置的原理也有颇多相通之处.可以相互借鉴,从而加速材料的发展。第三,许多不同类型的材料可以相互替代和补充,能更充分发挥各种材料的优越性,达到物尽其用的目的。但长期以来,金属、高分子及无机非金属材料自成体系,缺乏沟通。由于互不了解,不利于发展创新,对复合材料的发展也极不利。材料科学有三个重要属性:一是多学科交叉,它是物理学、化学、冶金学、金属学、陶瓷、高分子化学及计算科学相互融合与交叉的结果,如生物医用材料要涉及医学、生物学及现代分子生物学等学科;二是ー种与实际使用结合非常密切的科学,发展材料科学的目的在于开发新材料,提高材料的性能和质量,合理使用材料,同时降低材料成本和减少污染等;三是材料科学是ー个正在发展巾的科学,不像物理学、化学已经有一个很成熟的体系,材料科学将随各有关学科的发展而得到充实和完善。第二章:工程材料中的原子排列§1原子键合结合力ーー在固态下,当原子（离子或分子）聚集为晶体时,原子（离子或分子）之间产生较强的相互作用,这种作用カ称为结合力,也称为结合键。化学键ーー由于电子运动使原子产生聚集的结合力称为化学键。固体中的结合键,物理键,键键键键固体中的结合键,物理键,键键键键属价子子键金共离分氢＞特点:原子外层电子分布无变化,或变化很小。（一）金属键:1.构成:由金属中的自由电子与金属正离子相互作用所构成键。2,基本特点:电子的共有化。3.性能:由于金属键既无饱和性又无方向性,因而每个原子有可能同更多的原子相结合,并趋于形成低能量的密堆结构。当金属受力变形而改变原子之间的相互位置时不至于使金属键破坏,这就使金属具有良好延展性,并且,由于自由电子的存在,金属一般都具有良好的导电和导热性能。（二）共价键:.构成：由两个或多个电负性相差不大的原子间通过共用电子对而形成。根据共用电子对在两成键原子之间是否偏离或偏近某ー个原子,共价键又分成非极性键和极性键两种。.基本特点：饱和性和方向性。.性能:共价键的结合极为牢固,故共价晶体具有结构稳定、熔点高、质硬脆等特点。由于束缚在相邻原子间的“共用电子对”不能自由地运动,共价结合形成的材料一般是绝缘体,其导电能力差。（二、离孑铲,1.构成:.其实质是正负离子依靠它们之间的静电引力结合在ー起。2,基本特点:以电子而不是以原子为结合单元。3.性能:一般离子晶体中正负离子静电引力较强,结合牢固。因此,其熔点和硬度均较高。另外,在离子晶体中很难产生自由运动的电子,因此,它们都是良好电绝缘体。但当处在高温熔融状态时,正负离子在外电场作用下可以自由运动,即呈现离子导电性。（四）分子键（范德华力）： 二G〇.构成:近邻原子的相互作用引起电荷位移而形成偶极とニ丫~上ニ丫子，借助这种微弱的、瞬时的电偶极矩的感应图1-1.极性”间的范德华カ作用将原来具有稳定的原子结构的原子或分子结合为一体。 示意图

［静电カ:由极性原子或分子的永久偶极之间的静电相互作用所引起的。其大小与温度和距离的7次方成反比。范德华カ诱导カ:极性分（原）子和非极性分（原）子相互作用时,非分（原）子中产生诱导偶极与极性分（原）子的永久偶极范德华カ其大小与温度无关,但与距离的7次方成反比。色散カ：由于电子运动导致原子产生瞬时偶极间的相互作用カ。其大小与温度无关，但与距离的7次方成反比。.基本特点:次价键,无方向性和饱和性。远不如化学键结合牢固。注意:高分子材料中总的范德华カ超过化学键的作用,故在去除所有的范德华力作用前化学键早已断裂了,所以,高分子往往没有气态,只有液态和固态。.性能:范德华力也能很大程度上改变材料的性质。如不同的高分子聚合物之所以具有不同的性能.分子间的范德华カ不同是一个重要的因素。（五）氢键:1.构成：氢键是ー种特殊的分子间作用カ。它是由氢原子同时与两个电负性很大而原子半径较小的原子（〇,F,N等）相结合而产生的具有比一般次价键大的键カ。 二句G2,基本特点:具有饱和性和方向性. ヘノ弁〉ン3.性能:氢键可以存在于分子内或分子间。氢键在高分掣辨解醜|重要,纤维素、尼龙和蛋白质等分子有很强氢键,并显示出非常特殊结晶结构和性能。二、工程材料的分类工程材料:主要用于制作结构、机件和工具等的固体材料。［金属材料：黑色金属、有色金属工程材料,陶瓷材料：普通陶瓷、特殊陶瓷、金属陶瓷复合材料：（分类较多）工程材料,、高分子材料：工程塑料、橡胶、合成纤维§2原子的规则排列ー、晶体学基础（一）晶体与非晶体固体物质按其原子（或分子、离子）的聚集状态,分为“晶体”与非晶体”两大类。晶体与非晶体物质的本质区别在于原子排列是否有规律。（注意:不能根据物质的外形是否规则来区分晶体与非晶体。）晶体与非晶体物质在性能上区别主要有两点:①晶体熔化时具有固定的熔点,而非晶体却无固定熔点,存在ー个软化温度范围;②晶体具有各向异性,而非晶体却为各向同性。晶体与非晶体在一定条件下可以转化.（-）晶体结构与空间点阵1.晶体结构:由实际原子、离子、分子或各种原子集团,按照一定几何规律的具体排列方式称为晶体结构,或晶体点阵。（自然界中的物质都有各自的晶体结构）

2.空间点阵空间点阵的数量有限,只有14种,称为布拉韮点阵.1阵点（节点）:将构成晶体的实际质点抽象成的纯粹的儿何点。

空间点阵（点阵）:由周围环境相同的阵点在空间排列的三维列阵。

［晶胞:能够反映点阵特征2.空间点阵空间点阵的数量有限,只有14种,称为布拉韮点阵.J晶胞的选取原则：（1）选取的平行六面体应反映出点阵的最高对称性;（2）平行六面体内的棱和角相等的数目应最多;注意:晶体结构与空间点阵的区别:（3）当平行六面体的棱边夹角存在直角时,直角数目应最多;（4）在满足上述条件的情况下,晶胞应具有最小的体积。注意:晶体结构与空间点阵的区别:.晶胞大小与形状的描述:6个点阵参数（三个点阵常数、三个晶轴夹角）。.结构晶胞:在阵点上标出相应晶体结构中各原子的位置的晶胞。是构成晶体结构的基本单元。（注意:点阵晶胞和结构晶胞都称为晶胞,但两者有区别。）（三）布拉菲点阵（四）晶向指数与晶面指数晶向:在晶格中穿过两个以上节点的,代表晶体中一个原子列在空间的位向的直线。晶面:由节点组成的代表某一原子平面的平面。.晶向指数：标定步骤：（以图1-3、1-4加以说明）注意:ー个晶向指数代表ー组互相平行、位向相同的晶向。若指数相同而符号相反,则表示两组晶向相互平行而方向相反.晶向族:原子排列相同而位向关系不同的所有晶向,用＜uvw＞表示。.晶面指数：标定步骤:（以图1-5.、1-6说明）图1-5晶面指数的确定图1-5晶面指数的确定注意:①晶面指数所代表的不仅是某一晶面,（100）图16晶面指数标定示例而是代表着ー组相互平行的晶面.②在立方晶系中,具有相同指数的晶向和晶面必定互相垂直.同时,若一晶向［uvw］位于或平行某一晶面｛hkl｝,则其指数必须满足hu+kv+lw=O（晶带定律）.晶面族:在晶体内凡晶面间距和晶面上原子的分布完全相同,只是空间位向不同的晶面可以归并为同一晶面族,以｛hkl｝表示,它代表由对称性相联系的若干组等效晶面的总和。.六方晶系指数:可采用三轴坐标和四轴坐标,但采用三轴坐标不能显示其对称性。三轴坐标和四轴坐标的转换关系:）晶面指数:（hkl）—（hkil）,其中,i=-（h+k）;1=：（2Uーレ）2）晶向指数：[UVW]-[uvtw],其中卜=マ2レー。）[w=W（五）晶面间距:晶面间距:相邻两个平行晶面之间的垂直距离。规律：①低指数晶面的面间距较大;高指数晶面的面间距较小;②晶面间距越大,则该晶面上原子的排列越紧密,即面密度大;反之亦然。③原子线密度最大的晶向,其面间距最大。对正交晶系：加=[較+鮫+ピ/由于立方晶系中a=b=c,所以有:dhkl=.a（注意:实际计算时应根据晶胞的具体情况加以分析，如P51习题2）二、晶体结构及其几何特征（-）金属中常见的晶体结构最常见的有三种:面心立方（fee）、体心立方（bee）和密排六方（hep）„.晶胞中的原子数（n）:“=丄*顶点原子个数+丄x面上原子个数+晶胞中原子个数（式中的a依情况而定,立方系为8,六方系为12）.点阵常数:（设原子半径为R）体心立方：/?=而/4或"=4石R/3; 面心立方:R=4ia/4或a=2叵R；密排六方：（当c/a=1.633时）R=a/2或a=2R..晶体原子的紧密程度：1）配位数（CN）:每个原子周围最近邻且等距离的原子数目。面心立方：12;体心立方：8（8+6）; 密排六方：12（6+6）。2）致密度（わ:单位晶胞中原子所占体积与晶胞体积之比。k=nv/V（式中：〃一晶胞中的原子数;v一单个原子的体积;V—晶胞体积）面心立方:0.74;体心立方:0.68; 密排六方:0.74。可知:面心立方与密排六方的配位数和致密度相等且大于体心立方的。.晶体中的间隙:晶体结构间除类型冋原数目间看大小｛ア!〃A）面心立方四面体间原80.225(fcc)八面体间隙40.414体心立方四面体间隙120.154(100)0.633(110)(£cc)八面体间隙60.29密排六方(c/q=1633)四面体间歌120.225(hep)八面体间原60.414注:体心す方结构为四面体和八厢体间隙葬是不对彿的,其校边氏度不全相等,这对以后将饕讨论到的间隙原子的同常及其产生的“变将有明显的彩响.

.晶体中原子的堆垛方式:（对于同类原子）面心立方:ABCABC……;密排六方:ABABAB……（应用晶胞叠放说明面心立方晶体中的原子堆垛方式。）.晶体结构的多晶型性（表现为同素异构转变等。）（二）陶瓷的晶体结构特点:结构复杂,原子排列不紧密,配位数较低。分为两类:1）按离子键结合;2）按共价键结合。§3原子的不规则排列根据晶体缺陷的几何特征,可以将它们分为三类：（1）点缺陷:其特征是在三维空间的各个方面上尺寸都很小,尺寸范围约为ー个或几个原子尺度,故称零维缺陷,包括空位、间隙原子、杂质或溶质原子等;（2）线缺陷:其特征是在两个方向上尺寸很小,另外一个方向上延伸较长,也称ー维缺陷,如各类位错；（3）面缺陷：其特征是在ー个方向上尺寸很小,另外两个方向上扩展很大,也称二维缺陷。晶界、相界、李晶界和堆垛层错等都属于面缺陷。ー、点缺陷.点缺陷的形成与类型形成：1）格点上的原子作热振动而脱离其平衡位置造成空位（热平衡缺陷点2）高温淬火、冷变形加工和高能粒子的辐照效应也可产生点缺陷。3）另外,在一定条件下,表面的原子也有可能进入到晶体内部的间隙中形成间隙原子。生理・右两种/肖脱基空位:离位原子迁移到晶体的外表面或内界面形成的空位;大士•华隕什［弗兰克尔空位:离位原子跳入点阵的间隙中形成的空位。点缺陷的存在会造成点阵畸变而形成应カ场。点缺陷的形成能：.点缺陷的平衡浓度:在绝对零度以上,晶体最稳定的状态是含有一定浓度的点缺陷。该浓度即为该温度下的点缺陷平衡浓度。.点缺陷对性能的影响:二、线缺陷（一）位错的基本类型图!-7.含有刃型位错的晶体结构图!-7.含有刃型位错的晶体结构.刃型位错见图!-7.

刃型位错结构的特点:1）刃型位错有一个额外的半原子面。据此把刃型位错分为正、负两种,但这种正、负之分只具相对意义,而无本质的区别。2）刃型位错线可理解为晶体中已滑移区与未滑移区的边界线。它不一定是直线,也可以是折线或曲线,但它必与滑移方向相垂直,也垂直于滑移矢量。3）滑移面必定是同时包含有位错线和滑移矢量的平面,在其他面上不能滑移。由于在刃型位错中,位错线与滑移矢量互相垂直，因此,由它们所构成的平面只有一个。4）晶体中存在刃型位错之后,位错周围的点阵发生弹性畸变,既有切应变,又有正应变。就正刃型位错而言,滑移面上方点阵受到压应カ,下方点阵受到拉应カ;负刃型位错与此相反。5）在位错线周围的过渡区（畸变区）每个原子具有较大的平均能量。但该区只有几个原子间距宽,畸变区是狭长的管道,所以刃型位错是线缺陷。.螺型位错:イ0上・麻子イ0上・麻子•下星原子<b） （ハ图レ8.螺型位错螺型位错具有以下特征:1）螺型位错无额外半原子面,原子错排呈轴对称。2）据位错线附近呈螺旋形排列的原子的旋转方向,可将螺型位错分为右旋和左旋螺型位错。3）螺型位错线与滑移矢量平行,因此一定是直线,且位错线的移动方向与晶体滑移方向互相垂直。4）纯螺型位错的滑移面不是唯一的。凡是包含螺型位错线的平面都可以作为它的滑移面。但实际上,滑移通常是在那些原子密排面上进行。5）螺型位错线周围的点阵也发生了弹性畸变,但是,只有平行于位错线的切应变而无正应变,即不会引起体积膨胀和收缩,且在垂直于位错线的平面投影上,看不到原子的位移,看不出有缺陷。6）螺型位错周围的点阵畸变随离位错线距离的增加而急剧减少,故它也是包含几个原子宽度的线缺陷。.混合型位错:（以环形位错加以说明。）注意：ー根位错线不能终止于晶体内部,而只能露头于晶体表面（包括晶界）.若它终止于晶体内部,则必与其他位错线相连接,或在晶体内部形成封闭线.形成封闭线的位错称为位错环。（二）柏氏矢量.柏氏矢量的确定：（以刃型位错为例,P28）.柏氏矢量的表示方法:柏氏矢量的方向可用晶向指数表示,柏氏矢量的大小（位错強度）可用其模表示。

若柏氏矢量的模等于该晶向上原子的间距,则称此位错为全位错或单位位错,小于则称不全位错。.柏氏矢量的特性1）柏氏矢量是一个反映位错周围点阵畸变总累积的物理量。该矢量的方向表示位错的性质与位错的取向,即位错运动导致晶体滑移的方向;而该矢量的模b,表示了畸变的程度,称为位错的强度。由此,我们也可把位错定义为柏氏矢量不为零的晶体缺陷。2）柏氏矢量是唯一的,这就是柏氏矢量的守恒性。ー根位错线具有唯一的柏氏矢量。4）若一个柏氏矢量为旧的位错可以分解为柏氏矢量分别为b”b2.“bn的n个位错，则分解后各位错柏氏矢量之和等于原位错的柏氏矢量,即b=Zbi。同时,若有数根位错线相交于一点（称为位错结点）,则指向结点的各位错线的柏氏矢量之和应等于离开结点的各位错线的柏氏矢量之和。推论:指向一点的柏氏矢量之和为0。5）位错在晶体中存在的形态可形成一个闭合的位错环,或连接于其他位错（交于位错结点）,或终止在晶界、或露头于晶体表面,但不能中断于晶体内部。这种性质称为位错的连续。（三）位错密度有两种表示方法:1）单位体积晶体中所含的位错线总长度:p=L/V有两种表示方法:2）晶体中穿过单位截面面积的位错线数目:p=n/A第一种表示方法比较准确,但不方便。（四）作用在位错上的カ及位错的运动.作用在位错上的カ:（利用虚功原理进行计算）滑移消耗功:跖=（rLds）b；假设作用在位错上的カ为F,其做功为:W2=Fds；则由W,=W2有：Fds=（rLds）b,所以尸=rbL。（单位长度位错上的カF=rb）。.位错的运动：位错运动总结：1）位错运动有两种基本方式,即滑侈和攀移。滑移是位错在滑移面上作平面运动;攀侈则是位错垂直于滑移面方向运动。滑移无需物质迁移,不引起体积变化,称之为保守运动（守恒运动）;攀移需要原子和空位的迁移,会引起体积变化,称为非保守运动（非守恒运动）。2）螺型位错只能滑移,而刃型位错既可滑移又可攀移。但在低温时攀移比滑移困难,只有当温度升高时攀移オ逐渐显得重要。另外,垂直于额外半原子面的正应カ也会促进攀移。3）刃型位错的滑移面只有一个,它是由位错线和柏氏矢量所限定的唯一面。螺型位错的滑移面则有一系列以位错为共同转轴的滑移面,它可以在所有包含位错线的平面上滑移,所以螺型位错容易发生“交滑移”。4）不论哪种类型和哪种形状的位错,其位错线的移动方向是与位错线垂直,但

晶体滑侈方向总是沿着柏氏矢量方向。因此,对刃型位错而言,位错线滑移方向和晶体滑移方向相平行,而螺型位错线移动方向和晶体滑移方向相垂直;混合位错线的移动方向和晶体移动方向成〇。-90〇之间的交角。5）金属塑性变形是通过位错的运动来实现的,在无其他缺陷和障碍物的均匀晶体中，移动单个位错所需临界切应カ是比较小的，可用派ー纳カ表示。（五）位错的应カ场与应变能1.位错的应カ场:1）螺型位错的应カ场:图1-10.螺型位错图1-10.螺型位错的连续介质模型県=%=に=%"r0県=%=に=%"r0。,（极坐标表示:）%="=Gね=/特点：1）只有切应カ分量,正应カ分量为零。2）切应カ呈轴对称（与。无关）,且与r有关：rt,T（；r确定,t也确定。注意：该模型不适用于位错中心严重变形区（r-0,Tf8,与实际不符）.极坐标表示：%=0第二-D~，极坐标表示：%=0第二-D~，图1/1.刃型位错的建续介席糖冽模型见图1-1L-D（バ+四’-D（バ+四’式中:D="J；G为切变模量;V为泊松比。特点：1）同时存在正应カ分量与切应カ分量,而且各应カ分量的大小与G和b成正比,与r成反比,即随着与位错距离的增大,应カ的绝对值减小。2）各应カ分量都是x,y的函数,而与z无关。这表明在平行于位错线的直线上,任一点的应カ均相同。3）刃型位错的应カ场对称于多余半原子面（y-z面）,即对称于y轴。4）y=0时,主应カ均为〇,说明在滑移面上,没有正应カ，只有切应カ,而且切应カTxy达到极大植。5）y>0时,〇xx<0;而y<0时,〇xx>0„这说明正刃型位错的位错滑移面上侧为压应カ,滑移面下侧为张应カ。6）在应カ场的任意位置处,!0xx|>|〇yyl.7）X=土y时,Oyy,Txy均为零,说明在直角坐标的两条对角线处,只有びXX，面且在每条对角线的两侧,TXy（TyX）及。yy的符号相反。注意:如同螺型位错ー样,上述公式不能用于刃型位错的中心区。

2.位错的应变能:位错周围点阵畸变引起弹性应カ场导致晶体能量增加,这部分能量称为位链的应变能（位错的能量）位错的能量可分为两部分:位错中心畸变能反和位错应カ场引起的弹性应变能反。 二、点阵畸变很大,计算困难,大约为总应变能的!/10-1/15左右,故常予以忽略.»以其代表位错的应变能，其可采用连续介质弾性模型根据单位长度位错所作的功求得.单位长度螺型位错的能量:段考呜单位长度螺型位错的能量:段考呜（式中:G为切变模量;R为位错应カ场作用半径;跖为位错中心区半径）单位长度刃型位错的能量：E：=磊^单位长度混合位错的能量:•（式中:单位长度混合位错的能量:•（式中:k=，ミー称为混合位错的角度因子，I-VCO42中结论:,值为0.75〜1;タ为位错线与柏氏矢量的夹角）结论:1）位错的应变能与柏氏矢量的平方成正比,bl,应变能1,位错越稳定。b大的位错可能发生分解。2）应变能随半径R而增加,在位错能中长程应变场的能量起主导作用,位错中心的能量小,可忽略不计。3）螺型位错与刃型位错单位长度的能量比值为（l-u）,一般金属的u为1/3,故前者的能量是后者的2/304）直线位错的总应变能小于弯曲位错的。因此位错总有被拉直的趋势,并产生ー线张カ,使其尽可能缩短位错线的长度。5）晶体中存在位错时必然导致内能（主要由应变能确定）升高,同时,位错的引入又使炳值增加。（位错与空位不同,它在热力学上是不稳定、不平衡的,因此可以生产无位错的单晶体或金属晶须。但由于位错在运动过程中的彼此作用而很难移动,更不易消除,因而在热力学上是相对稳定的。）（六）位错间的交互作用.两个平行螺型位错间的作用カ:径向作用力:。=%ム=吵(a) (b)图レ13.两平行螺型位错间的相互作用（a）计算交互作用カ示意图: （b）/互作用カ方向其方向与矢径r的方向一致。同理,Si在S2的应カ场作用下也将受到ー个大小相等、方向相反的作用カ。.两个平行刃型位错间的作用カ:图1.15图1.15.平行刃型桁错ナ间的女互b2在x轴方向受到bl的滑移カ为:fx=fx=Tyx^2=Gb[b?x(*2_y2)2”(】ー〃)(x2+y2)2同时,b2在y轴方向还受到bi的攀移カ:fy=~axx^2G¥2y(3x2+y2)2a(l-i>)(x2fy=~axx^2讨论:A.对滑移カ有:1）当メ＞ザ时,人指向外,即两位错线沿x轴方向相互排斥;当メくザ时,人指向内,即两位错线沿X轴方向相互吸引.2）在x=0及x=土y处,ハ都为〇,但性质不同:前者为稳定平衡位置,后者为亚稳平衡位置;当两位错符号相反时,其作用カ和平衡位置都会变化。因此,晶体内不在同一滑移面上的平行刃型位错经交互作用后,同号位错将沿垂直于滑移面的方向排列起来,而异号位错则分布在ド土y线上。（如图1-15所示）B.对攀移カ有:ル与y同号,当位错2在位错1的上方时,受到正攀移カ（指向上）;在下方时受到负攀移カ（指向下）。因此,两位错在y轴方向上相互排斥。「当两位错符号相反时,结论也相反。］（七）位错的增殖、塞积与交割.位错增殖:）机制：主要有F-R源。2）位错的线张カ:Fds=27sinセ・^尸=エ,由于线张カT在2 r数值上应等于单位长度位错的应变能,即ア=aG^（对弯曲位错a=1/2）。假设单位长度位错上受到的カ为rb,根据力的平衡有:rb=F=T/r«Gb2/2r,所以：r«Gb/2r.3）位错增殖:（其过程如下图所示）据位错的线张カ可确定起动F-R源所需的切应カ:r=/竺,其中5皿=而/2。2rmin.位错的塞积:（如右图所示）塞积群中的カ:1）外加カr（）:把位错推向障碍物;2）同号位错之间的排斥力:使位错群中的位错沿滑移面尽量分开;3）障碍物的阻カ:即为塞积群对

位错源的反作用カ。与塞积群中的位错数目〃成正比:r=〃イ（〃=*翻離剧芻ー%L相当于塞积群的总长）..位错的交割:扭折（在同一滑移面）和割阶（不在同一滑移面）的形成。）两根垂直刃型位错的交割：（图1-17）2）刃型位错与螺型位错的交割:（图1-18）图1-18.刃型位图1-18.刃型位错与螺型位错的交割3）两根螺型位错的交割：（图1-19）左:交割前 右:交割后图左:交割前 右:交割后图1-19.两根螺型位错的交割（ハ）实际晶体中的位错.常见金属晶体中的位错：全位错和不全位错1）实际晶体中的柏氏矢量：单位位错:柏氏矢量等于单位点阵矢量的位错;全位错:柏氏矢量等于点阵矢量的位错。全位错滑移后晶体原子排列不变;不全位错（部分位错）:柏氏矢量不等于点阵矢量的位错。不全位错滑移后原子排列规律发生变化。实际晶体结构中,位错的柏氏矢量不能是任意的,它要符合晶体的结构条件和能量条件。晶体结构条件是指柏氏矢量必须连接ー个原子平衡位置到另一平衡位置。从能量条件看,由于位错能量正比于b2,b越小越稳定,即单位位错应该是最稳定的位错。2）堆垛层错:堆垛层错：实际晶体结构中密排面的正常堆垛顺序遭到破坏和错排,简称层错。包括抽出型层错和插入型层错。

B △ X ； B △ X ； B- △ A ; "A 6 0A （a） <b）密排面的堆垛顺序M面心立方结构（b）密排六方结构A HCー ヘ，"“ル’〃〃〃Z/^〃ムフ〃〃，〃〃〃〃〃〃▽ L"〃"，，"〃〃〃，C ス C~~ B 含8A 0 A （8） 仆）面心立方结构的堆垛层错

（a）抽出型（b）館人型不全位错:肖克莱不全位错、弗兰克不全位错3)摘去ー层密排面形成的普兰克不全位情♦W4）位错反应:必须满足:①2I風幾（反应前各柏氏矢量之和虹反应后各柏氏矢量之和;②熊量条件（反应前各位错的能量之和|）|大王反应后各位错的能量之和。.离子晶体中的位错:（3个特点）三、面缺陷包括晶体的外表面和内表面（晶界、亚晶界、李晶界、相界、堆垛层错等）。（-）晶界包括:小角晶界、大角晶界.小角晶界:对称倾侧晶界、扭转晶界1）对称倾侧晶界：位错墙中相邻位错的距离。斗/。（式中人为柏氏矢量,d为倾侧角）该模型只适用于小于©<10°的情况。2）扭转晶界.大角晶界:（重合点阵）.界面能：1）小角晶界的界面能：u=ro0（B-\n0）（式中:U为单位面积的能量;ら=ポポB为积分常数,取决于位错中心原子错排能。）2）大角晶界的界面能基本为ー恒定值（0.25〜1.0J/m3）,与。无关,且比小角晶界的界面能大很多。4,晶界的特性1）晶界处点阵畸变大,存在着晶界能。因此,晶粒的长大和晶界的平直化都能减少晶界面积,从而降低晶界的总能量,这是ー个自发过程。然面晶粒的长大和晶界的平直化均需通过原子的扩散来实现,因此,随着温度升高和保温时间的增长,均有利于这两过程的进行。2）晶界处原子排列不规则,因此在常温下晶界的存在会对位错的运动起阻碍作用,致使塑性变形抗力提高,宏观表现为晶界较晶内具有较高的强度和硬度。晶粒愈细,材料的强度愈高,这就是细晶强化;而高温下则相反,因高温下晶界存在一定的粘滞性,易使相邻晶粒产生相对滑动。3）晶界处原子偏离平衡位置,具有较高的动能,并且晶界处存在较多的缺陷如空穴、杂质原子和位错等,故晶界处原子的扩散速度比在晶内快得多。4）在固态相变过程中,由于晶界能量较高且原子活动能力较大，所以新相易于在晶界处优先形核。显然,原始晶粒愈细,晶界愈多,则新相形核率也相应愈高。5）由于成分偏析和内吸附现象,特别是晶界富集杂质原子情况下,往往晶界熔点较低,故在加热过程中,因温度过高将引起晶界熔化和氧化,导致“过热”现象产生。6）由于晶界能量较高、原子处于不稳定状态,以及晶界富集杂质原子的缘故.与晶内相比,晶界的腐蚀速度一般较快。这就是用腐蚀剂显示全相样品组织的依据,也是某些金属材料在使用中发生晶间腐蚀破坏的原因。（-）亚晶界.李晶界:共格、非共格.相界:共格、半共格、非共格第三章:固体中的相结构§1固溶体ー、固溶体的结构（一）固溶体的分类:固溶体（按溶质原置换固溶体,子所占位置分）间隙固溶体按固溶度分固溶体（按溶质原置换固溶体,子所占位置分）间隙固溶体按固溶度分J无限固溶体（连续固溶体）1有限固溶体按原子排列的秩序性分「關離（二）固溶体的结构重要特点：保持溶剂的晶体结构。[晶格畸变完全无序其它方面的结构变化：溶质原子分布的不均匀性。包括聾絮右电完全有序（长程有序） I固溶度至要取决于同类原子对（A-A或B-B）的结合能Eaa与Ebb及异类原子对（A-A）结合能Eab的相对大小:结合能Eab的相对大小:窯』~~或或A4:若若若rEab:倾冋于无序分布;>Eab:倾向于偏聚分布;<Eab;倾向于有序分布。ヽ原子较少时:倾向于短程有序分布;[原『较多时:倾向于长程有序分布。二、置换固溶体（—）形成溶如溶剂中的溶质原子占据溶剂点阵的阵点,即溶质原子置换了溶剂点阵的部分溶剂原子。（二）固溶度的影响因素Hume-Rothery解释有利于大量固溶的三大经验规律:.溶剂和溶质的原子尺寸差别不大于15%；（定量规律）•（定性说明）.溶剂和溶质的电化学性质相近；•（定性说明）.高价金属溶于低价金属比反过来的固溶度要大。（无普遍性）1.后来的研究表明主要1.后来的研究表明主要有以下因素::4.原子尺寸因素；（否定规律）化学亲和カ（电负性）；电子浓度因素:e/a=[V（100-x）+vx]/100晶体结构因素。三、间隙固溶体（—）形成溶质原子分布于溶剂点阵的间隙中形成的固溶体。（二）结构和固溶度],结构:2.固溶度:与溶质原子的大小、溶剂晶体结构中间隙的形状和大小等因素有关。四、有序固溶体（一）形成条件:成分接近一定的原子比例,温度降至某ー临界温度以下。（二）结构形式:（三）影响有序化的因素:.异类原子的相互吸引力大于同类原/的,以便有序化时降低能量:具备两个条件:Eab＜（Eaa+Ebb）/2具备两个条件:.具有相当于一定化学式的合金成分（如A8、A&或ム8）,以便在完全有序化结构中,4、8原子能按比例各占点阵中的某一位置。此外，温度（低于临界温度以下才能形成）和塑性变及（主要降低有序度）也有影响。五、固溶体的性能1、点阵常数的改变:2、产生固溶强化:’3、升高电阻:4、有序化对性能的影响：有序化时硬度和强度f（完全有序化时又J）,塑性和电阻率丄§2金属间化合物金属间化合物（中间相）：金属与金属或金属与类金属之间所形成的化合物。影响金属间化合物的形成及其结构的主要因素和固溶体ー样,有:电负性（对应正常价化合物）、电子浓度（对应电子化合物）和原子尺寸因素（对应原子尺寸因素化合物）。ー、正常价化合物在元素周期表中,ー些金属与电负性较强的IVA,VA,VIA族的ー些元素按照化学上的原子价规律所形成的化合物称为正常价化合物。它们的成分可用分子式来表达,一般为AB,A?B（或AB2）,A3B2型。正常价化合物的晶体结构通常对应于同类分子式的离子化合物结构,如NaC!型、ZnS型、CaF2型等.正常价化合物的稳定性与组元间电负性差有关。电负性差愈小,化合物愈不稳定,愈趋于金属键结合;电负性差愈大,化合物愈稳定,愈趋于离子键结合。二、电子化合物这类化合物的特点是电子浓度是决定晶体结构的主要因素。凡具有相同的电子浓度，则相的晶体结构类型相同。电子浓度用化合物中每个原子平均所占有的价电子数（e/a）来表示。计算过渡族元素时,其价电子数视为零。电子浓度为21ハ2的电子化台物称为£相，具有密排六方结构;电子浓度为21ハ3的为Y相,具有复杂立方结构;电子浓度为21ハ4的为。相，一般具有体心立方结构,但有时还可能呈复杂立方的ターMn结构或密排六方结构。电子化合物虽然可用化学分子式表示。但不符合化合价规律,而且实际上其成分是在一定范围内变化。可视其为以化合物为基的固溶体,其电子浓度也在一定范围内变化电子化合物中原子间的结合方式系以金属键为主,故具有明显的金属特性。二间隙化合物间隙化合物主要受原子尺寸因素控制。常由过渡族金属与原子半径很小的非金属元素组成。后者处于化合物的间隙中.根据非金属原子（X）与过渡族金属原子（M）半径的比值（Rx/Rm）分类:当:Rx/Rm<0.59时,简单间隙化合物（间隙相）；当:Rx/RM>0.59,>AR[（Rm-RX）/Rm]<30%,复杂间隙化合物。（-）简单间隙化合物形成简单间隙化合物时,金属原子形成与其本身晶格类型不同的新结构,非金属原子处于该晶格的间隙中。简单间隙化合物的分子式通常有MX,M2X,MX2,M4X等,但实际成分常常包括一定范围。（二）复杂间隙化合物主要是Cr、Mn、Fe、Co的碳化物以及铁的硼化物等。在合金钢中常见的有M3c型（如Fe3c）、M7C3型（如Cr3c3）、M23c6型（如Cr23c6）和M6C型（如Fe3W3C）等。在这些化合物中,金属原子常常可以被另ー种金属原子所置换。复杂间隙化合物的晶体结构很复杂。四、金属化合物的特性具有极高的硬度、较高的熔点,而塑性很差（主要因为其含有较多的离子鍵及共价键成分）。因此,绝大多数工程材料中常用金属化合物作为强化合金的第二相使用。另外,有些金属间化合物具有许多特殊的物理化学性质,可用于开发新型功能材料和耐热材料等。§3陶瓷晶体相.晶体相是组成陶瓷的基本相,它决定着陶瓷的力学、物理、化学性能。.陶瓷主要以离子键或共价键组成的离子晶体或共价晶体,因此自由电子少。.陶瓷晶体中最重要的两类结构是氧化物结构和硅酸盐结构,其共性有:①结合键主要是离子键,或含有一定比例的共价键;②有确定的成分,可以用准确的分子式表示;③具有典型的非金属性质等。一、氧化物结构陶瓷氧化物具有典型的离子化合物的结构,分为以下几类：（一）AB型化合物的结构多具有NaCI型结构、立方ZnS结构（闪锌矿和硫锌矿）（二）AB2型化合物的结构以萤石（CaF2）为代表,具有面心立方结构。此外,还有金红石型结构。（三）A2B3型化合物的结构其典型代表是刚玉（a-AbO3）,具有简单六方点阵,是ー种及其重要的陶瓷材料。此外还有Cr203，a-Fe2O3,Ti203,V2O3等。（四）ABO3型化合物的结构主要有CaTiCh,是重要的电子陶瓷材料。许多具有铁电性质的晶体（如BaTiCh，PbTiO3等）都具有这种结构。（五）AB2O4型化合物的结构尖晶石（MgAl204）是该类结构中最重要的一种物质,它具有面心立方点阵结构。二、硅酸盐结构的特点及分类是ー种廉价的陶瓷材料。硅酸盐成分和结构都比较复杂,但其结构中起重要作用的是硅ー氧间的结合,这种结合是理解各种硅酸盐结构的基础。（一）硅酸盐结构的特点其基本结构单元是SiO4四面体,Si位于〇原子四面体的间隙中。Si-O之间的键合不只是离子鍵,还有一定的共价鍵。每个四面体的氧原子外层只有7个电子,为ー1价，还能和其他金属离子键合。另外,每个氧原子最多只能被两个SiO4四面体所共有。SiO4四面体可以相互孤立地在结构中存在,也可以通过共顶点相互连接,形成多重四面体配位群。（―）硅酸盐结构的分类按照硅氧四面体在空间的组合情况，可将硅酸盐分为岛状、链状、层状、骨架状四类。.岛状硅酸盐（含有有限硅氧团的硅酸盐）由于硅氧四面体中氧为ー1价,因而单个硅氧四面体为-4价。因此,硅氧四面体有可能和其他正离子结合,从而形成由孤立硅氧四面体结构的稳定结构;也可以成对连接,或连成封闭环。.链状硅酸盐是由大量硅氧四面体通过共顶点连接而成的ー维结构。有单链和双链两种形式。单链又可按ー维方向的周期性而分为1节链、2节链、3节链、4节链、5节链和7节链。.层状硅酸盐是由大量底面在同一平面上的硅氧四面体通过在该平面上共顶连接而成的具有六角对称的二维结构。4,骨架状硅酸盐也称网络状硅酸盐,是由硅氧四面体在空间组成的三维网络结构。§4玻璃相玻璃:一般是指从液态凝固下来的、结构与液态连续的的非晶态固体。形成条件:黏度（内部条件）和冷却速度（外部条件）。§5分子相分子相:指固体中分子的聚集状态,它决定分子固体的微观结构。ー、大分子及其合成（-）巨大分子及相对分子质量相对分子量小于500的称为低分子物质,而大于5000的称为高分子物质。单体:能组成高分子化合物的低分子化合物,是高分子化合物的合成原料。组成高分子化合物的每ー个大分子都是由一种或几种低分子物质连接而成,具有链状结构。高分子化合物中的大分子链由许多结构相同的基本单元（黄玉）重复连接构成。链节的重复次数称为聚食度。高分子化合物的性能及使用时的稳定性随分子大小而变化。（二）高分子的合成最常用的高分子化合物的合成方法是加聚反应和缩聚反应。.加聚反应:ー种或多种单体相互加成而连接成聚合物的反应。特点：没有其他副产物,生成的聚合物与单体成分相同。条件:单体必须具有不饱和键。分类:均聚（ー种单体）和共聚（两种或多种单体）。.缩聚反应:ー种或多种单体相互混合而连接成聚合物,同时缩去其他低分子物质的反应。特点：生成物与单体成分不同。分类:均缩聚（两种或多种相同或不同的反应基团的同一种单体所进行的缩聚）和共缰聚（含有不同反应基团的两种或多种单体所进行的缩聚）。二、高聚物的・构主要包括:大分子链结构（包括单个结构单元的化学、链接方式和立体结构型等）、高分子聚集态的结构。（即分子间的结构形式。包括晶态、非晶态等）。（-）结构单元的化学组成化学组成是高聚物结构的基础。因为:高聚物分子链的结构决定于其结构单元的化学组成;主链侧基的有无和大小、性质等影响分子间结合力的大小和分子排列的规整程度。（―）结构单元的链接方式和构型链接方式和顺序决定于单体及合成反应的性质。（缩聚反应的产物变化较少,结构规整;加聚反应中当链节中有不对称原子或原子团时,单体的加成可以有不同形式,结构的规整程度不同。）在两种以上的单体的共聚物中,连接方式更为多样。分子链的构型:大分子中结构单元由化学键所构成的空间排列。（包括全同立构:取代基全部分布在主链的ー侧（易于结晶,是很好的纤维材料和定向聚合材料）;间同立构:取代基相间分布于主链两侧；无规立构:取代基无规律地分布于主链两侧（无适用价值）。）（三）但分子链的几何形状.线型高分子.支化型高分子.体型高分子（四）大分子链的构象（五）大分子的聚集态结构分无定型和晶态两种。第四章:凝固§1金属结晶的基本规律凝固与结晶的概念和联系。ー、金属结晶的微观现象二、金属结晶的宏观现象（一）冷却曲线与金属结晶温度.冷却曲线的测定:热分析方法..纯金属的冷却曲线:问题:1）对冷却曲线的解释;2）为什么纯金属的冷却曲线上会出现“平台”？3）“平台”对应的温度是否为金属的熔点?（-）过冷现象与过冷度.过冷现象:.过冷度:AT=Tm-Tn§2金属结晶的基本条件・・Tー、金属结晶的热力学条件・・T相态的自由能：G=H-TS（H-玲;S-病）dG=-SdT+VdP,一般压カ视为常数,因此有：（乳=-5S表征系统中原子排列有序度的参数,恒为正值,并随温度升髙而增加。因此,自由能随温度升髙而降低.另外，液态的嫡值远大于固态的,且随温度的变化也比固态的大，因此,液态的自由能一温度曲线的坡度较固态大,所以两条曲线必然相交。交点即为熔点。（如右上图所示）从液相向固相转变时,其单位体积自由能变化（AG）与过冷度（AT）的关系为:△G=Gl-Gs—AG=（Hl-Hs）-T（Sl-Ss）式中HL-Hs=Lm（熔化潜热））当T=Tm时，△6=。,因此:SL-Ss=Lm/Tm；当T<Tm时,因Sl-Ss变化很小,可忽略,因此:AG=Lm（1-T"m）=Lm^T/Tm。由此可见，当AT大时,AGW,没有相变驱动カ,液相就不会向固相转化。因此必须有过冷度。因此说,过冷是金属结晶的必要条件。晶核的形成问题?结构起伏（相晶核的形成问题?结构起伏（相起伏寄金属结构｛濫僵“液态金属结构的重要特征之一,是产生晶核的基础。结构起伏的尺寸大小与温度有关。

§3晶核的形成形核方式:均匀形核:新相晶核是在母相中均匀地生成的,即晶核由液相中的ー些原子团直接形成,不受杂质粒子或外表面的影响;非均匀（异质）形核：新相优先在母相中存在的异质处形核,即依附干液相

中的杂质或外来表面形核。 .ー、均匀形核 “长んS"（一）形核时的能量变化和临界晶核 ，廿/I假设晶胚为球形,半径为r,表面积为S,体积为V。当与「ーアプ、过冷液体中出现ー个晶胚时,总的能量变化为： ~LAr△G=-AGy+AG.s（AGy为体系中液、固两相体积自由能之 、'、 '差;/Gs为体系中表面自由能） 丨・小・'设AGb为单位体积自由能之差;び为单位面积自由能,即比表面能,则:AG=-VAGb+oS=-^7tr^GB+4^r2cr该式两边对「微分,并令其为零,则有：〃（二）临界形核功临界形核功：AGk=AGmax 生+4町12b=105Jrk 5该式说明:形成临界晶核时,体积自由能的降低只能补偿表面自由能增加的2/3,还有1/3的自由能必须从“能量起伏”中得到。临界形核功的另外一种表述：AGk=AGmax16m3瑶!该式表明:临界形核功的另外一种表述：AGk=AGmax16m3瑶!该式表明:对于一定的金属,临界形核功主要取决于过冷度。过冷度越大,临界形核功越小,形成临界晶核所需要的能量起伏就越小,晶胚成核率增加。（三）形核率形核率:单位时间和体积内所形成晶核数目。Ar2图3-1形核率与过冷度的关系形核率的数学表达式:N=CexD（夕kT）exD（ー。/や）控制形核率的两个因素：畛财因子和原子扩薪的几率因子。二、非均匀形核（-）非均匀形核的形核功1.晶核形成时体系总的能量变化为：AG=（--^r3AGv+4"2o・也）（ ）【与均匀形核相比,差一系数项:（三出空ヨ^）】3 4 4图3-2图3-2非均匀形核示意3.临界形核功:AG长AG长—AGk2-3cos0+cos30（由于e在0°~180°之间变化,因此:aGk<aGk,即非均匀形核较均匀形核所需要的形核功小,且随6的减小而降低。）（二）非均匀形核的形核率影响非均匀形核率的因素：1）过冷度:如右图所示。2）固体杂质结构:与e角（润湿性）有关一点阵匹配原则。3）固体杂质表面形貌：4）物理因素:§4晶体的长大ー、晶体长大条件凝固速度（dN/dT）F>（dN/dT）M。动态过冷度（ATk）:二、液-固界面的微观结构光滑界面：液ー固界面上的原子排列比较有规则,界面处两相截然分开。微观上界面是光滑的,而红光宏观上界面往往由若干小平面组成。粗糙界面：液ー固界面上的原子排列比较混乱,仅在几个原子厚度的界面上,液、固两相原子应各占位置的一半。但宏观上界面比较平直,不出现曲折的小平面（P98图3-22）三、晶体长大机制（-）垂直长大方式:针对粗糙界面提出的。（二）横向长大方式:针对光滑界面结构提出的。.二维晶核台阶生长机制:需要较大的形核功,成长不连续,速度很慢,金属凝固中尚未发现。.晶体缺陷台阶生长机制:永不消失台阶：螺型位错、李晶。成长速度也慢,平滑界面成长需要的动态过冷度比前一种要大。四、晶体长大的形态（一）液一固界面前沿液相中的温度梯度ー 四、晶体长大的形态（一）液一固界面前沿液相中的温度梯度ー 模. （〇） ■■ （by图3-4正温度梯度 图3-5负温度梯度2.负温度梯度:如图3-5所示。（-）平面状长大形态平面状长大:液ー固界面始终保持平直的表面向液相中长大,长大中的晶体也一直保持规则的形态。在正温度梯度条件下,对于具有粗糙界面结构的晶体都具有这种长大形态。造成平面长大形态的主要原因:粗糙界面上空位较多,界面的推进也没有择优取向,其界面与熔点等温线平行,偶有局部长大较快的微小区域由于受到前沿过冷度的限制会停滞下来,而保持界面整体的平行推移。（三）树枝状长大形态是液ー固界面始终像树枝ー样向液相中长大,并不断地分枝发展。在负温度梯度下,一般具有粗糙界面的晶体都具有该长大形态。造成树枝长大形态的原因：在负温度梯度下,液-固界面不在保持稳定状态。当界面上微小区域有偶或凸起而伸入到过冷液体中时,由于其前沿的过冷度较大,而更有利地生长,其生长放出的潜热又限制了其附近的晶体的生长。树枝状长大具有特定的方向性,主要取决于晶体结构。树枝分枝的多少和枝的粗细,通常用枝臂间距描述。§5陶瓷、聚合物的凝固ー、陶瓷的凝固:陶瓷的凝固过程比金属的复杂,但其结晶的基本规律相同。结晶过程中组织的变化规律与合金相似。二、聚合物的凝固:其凝固过程主要由其大分子链结构决定。结晶过程：非结晶过程:§6凝固理论的应用ー、铸态晶粒度的控制单位体积中晶粒数：Zy=0.9（£）“（N一形核率;ねー长大速度）单位面积中的晶粒数:Zs=l.lは）控制晶粒度主要在于控制N和％,常用的方法有:增大过冷度、降低浇铸温度、选择吸热能力和导热性较大的铸模材料、添加形核剂、振动和搅拌等。二、单晶体的制备尖端形核法:垂直提拉法:（制备大单晶）三、定向凝固技术四、非晶态金属五、微晶合金第五章:相图§1相、相平衡及相图制作ー、相几个概念:.体系:.相:.均匀：二、相平衡与相律相平衡的热力学条件：每个组元在各相中的化学位必须相等。恒压下,相律的表达式：f=C-p+l（/:自由度;c:为系统组元数;⑶为平衡相数目）三、相图的表示与测定表示方法:质量分数和摩尔分数.测定方法：较多,常用热分析方法。§2二元匀晶相图匀晶转变：由液相直接结晶出单相固溶体的过程。匀晶相图：完全具有匀晶转变的相图。ー、相图分析以Cu-Ni相图为例进行说明:二Q二Q二、固溶体的平衡凝固（一）固溶体平衡凝固过程及组织（以上图为例说明）与纯金属相比,固溶体的凝固过程具有如下特点:①固溶体合金凝固时结晶出来的固相成分与原液相成分不同。所以固溶体凝固形核时,除需要能量起伏和结构起伏外,还需要成分起伏,因而其凝固形核比纯金属困难.②固溶体凝固需要一定的温度范围,在此温度范围的每一温度下,只能凝固出ー定数量的固相.需要着重指出的是,在每ー温度下,平衡凝固实质包括三个过程：①液相内的扩散过程。②固相的继续长大。③固相内的扩散过程。（二）杠杆定律三、固溶体的非平衡凝固与微观偏析（一）非平衡凝固过程（二）微观偏析.晶内偏析（枝晶偏析）：.晶内偏析（枝晶偏析）对合金性能的影响:.消除办法:四、固溶体的非平衡结晶与宏观偏析平衡分配系数（ね）:在一定温度下,液、固两平衡相中溶质浓度的比值。即：ko=c$/cレ（有两种情况:ね＜1和な＞1）正常凝固过程：不考虑固相内部的原子扩散,而仅讨论液体中由于扩散、对流或进行搅拌所造成的溶质混合现象的凝固过程。正常凝固过程包括以下三种情形：（-）液相内溶质完全混合冷却条件:缓慢。液相内溶质原子的混合情形：扩散、对流、搅拌,溶质原子完全混合。成分分布:Cs=k0%（1-"ム卢T（Z-已凝固部分长度，厶ー合金棒全长）（-）液相内原子部分混合冷却条件：较快。液相内溶质原子的混合情形：靠近固态面的液体流速为零,其它部位液体的流速较大,因此扩散不能把凝固时排出的溶质原子都输送到对流液体中,结果在边界层造成原子的聚集。成分分布：Cs=keC°Q-"L尸 （匕一有效分配系数）

（三）液相内原子仅通过扩散混合冷却条件:很快。液相内溶质原子的混合情形:①初始过渡区形成前:随着液-固界面的快速推进,边界层溶质原子浓度迅速上升,直到C。/ふ。②初始过渡区形成后：边界层溶质浓度保持不变（co）。成分分布:cs=co（相当于えe=l）。（四）区域熔炼区域熔炼的溶质分布方程:（四）区域熔炼区域熔炼的溶质分布方程:cs=co[l-（l-^o）exp（-^oz/L）]若熔化区较长,液体不是完全混合,即む次。，则:（三）成分过冷对固溶体生长形态及组织的影响与液固相界面的距貪（三）成分过冷对固溶体生长形态及组织的影响与液固相界面的距貪cs=c0[l-(l-^)exp(-んZ/厶)]五、成分过冷与固溶体的组织成分过冷:由于液相成分改变而形成的过冷。（一）成分过冷的形成形成示意图：（P121图4-12）（二）成分过冷的控制匕ー液/固界面前沿液相中的实际温度分布:/?一结晶速度:（实验可控参数）レー相图I:液相线的斜率:い平衡分配系数:（合金固有参数）レー液相中溶质的扩散系数:§3二元共晶相图ー、相图分析以Pb-Sn相图为例:ー、相图分析以Pb-Sn相图为例:各线条的说明;相区说明:单相区3个;两相区3个..a（B）固溶体的说明:.共晶转变（共晶反应）;共晶线（共晶温度）；共晶体（或共晶组织）。.共晶合金；亚共晶合金；过共晶合金；端部固溶体。二、共晶系合金的平衡凝固和组织以上图中含Sn量10%、50%、61.9%、70%的合金进行分析和计算举例。10%Sn合金:1点开始析出a初,2点a凝固完毕,3点开始从a中析出。H。室温组织:a初+011。50%Sn（亚共晶合金）：1点析出a初,2点剩余液体全部发生共晶反应L-（a+位。室温组织:a制+（a+0）.1.9%Sn（共晶合金）:全部液体发生共晶反应:L-（a+p）.室温组织：（a+位.70%Sn（过共晶合金）：与亚共晶合金的类似，只是初晶为D.冷却曲线：（如右上图所示）。三、共晶组织及其形成机理共晶组织的基本特征:两相交替排列,但两相的形态差异较大。共晶组织可分为三类:①粗糙-粗糙界面（金属-金属型）共晶;②粗糙ー平滑界面（金属-非金属）共晶;③平滑一平滑界面（非金属ー非金属）共晶。四、共晶系合金的非平衡凝固与组织（-）伪共晶组织成分:在共晶成分点附近（如左图中的I合金）。共品系合金的不平•款國仿共舄的位置共品系合金的不平•款國仿共舄的位置（-）离异共晶组织成分:如上左图中。点左边附近,C点右边附近。（三）非平衡共晶组织成分:如上左图中a点右边附近,c点左边附近。§4二元包晶相图ー、相图分析.注意DC线与共晶线的区别。2,各相区说明。二、包晶合金的平衡凝固和组织分别以相图中的I、II、III成分合金加以说明。三、包晶合金的非平衡凝固与组织.非平衡凝固过程：.非平衡凝固组织:（包晶偏析及消除方法。）§5其它二元相图ー、形成化合物的二元相图包括:形成稳定化合物的二元相图（如Mg-Si相图）和形成不稳定化合物的二元相图（如Ni-Al相图）二、具有三相平衡恒温转变的其他二元相图（-）分解型恒温转变相图.具有共析转变的相图：（如Fe-Fe3c相图）特点：具有共析转变（y-a+B）,类似共晶反应,组织也与共晶组织类似,但比共晶组织细密。.偏晶相图:特点:在一定温度和成分范围内,两组元在液态下也只能有限溶解,存在两种浓度不同的液相厶/和厶2。（反应式：厶ノT厶+a）.熔晶相图:特点:当达到一定温度时,从ー个固相分解成一个液相和另ー个固相,即发生固相的再熔现象。（反应式：y-L+a）（二）合成型恒温转变相图.具有包析转变的相图:特点:在图式上与包晶转变类似,不同的是包析转变前是一个固相与另ー个固相作用。（反应式:a+0fY）.合晶相图：特点：二组元在液态有限溶解,存在不熔合线,不熔合线以下的两个液相L和シ在恒定温度下形成一个固相。（反应式：レ+G-a）三、具有有序ー无序转变的相图四、具有同素异晶转变的相图§6二元相图的分析方法与应用ー、二元相图遵循的规律根据热力学的基本原理,可导出相图应遵循的ー些几何规律,由此能帮助我们理解相图的构成,并判断所测定的相图可能出现的错误。（1）相图中所有的线条都代表发生相转变的温度和平衡相的成分,所以相界线是相平衡的体现,平衡相成分必须沿着相界线随温度而变化。（2）相区接触法则:两个单相区之间必定有一个由该两相组成的两相区把其分开,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。也就是说,在二元相图中,相邻相区的相数差为1（点接触情况除外）。{3）二元相图中的三相平衡必为一条水平线,表示恒温反应。在这条水平线上存在3个表示平衡相的成分点,其中两点应在水平线的两端,另ー点在端点之间。水平线的上下方分别与3个两相区相接。（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ー两相区内,而不会进入单相区内。二、应用相图分析合金热处理的可能性相图中无固态相变的合金不能进行热处理,但能进行消除枝晶偏析的扩散退火;具有同素异构转变的合金可以通过再结晶退火和正火热处理细化晶粒;具有溶解度变化的合金可通过时效处理方法来强化合金;某些具有共析转变的合金,如Fe-C合金中的各种碳钢,先经加热形成固溶体y相,然后快冷（淬火）,则共析转变将被抑制而发生性质不同的非平衡转变,由此获得性能不同的组织。三、根据相图判断合金性能铸造性能：压カ加工性能;切削加工性能：四、相图的局限性

§?相图的热力学解释ー、熔体的自由能一成分曲线等压下,某温度T时,B原子已溶入A原子中形成固溶体的自由能为:G=H-TS而未溶入前,系统的总自由能为:G0=H-TS0因此,能量变化为：/G=G-G^H-Ho-T（S-So）=△Hm-TASm.考虑各原子摩尔分数（/、加）及其化学势（"A、〃8）、原子间的结合能（。）及其相互作用引起的热蛤（。ぬ犯）,则系统的能量表达式为:G=xaPa+xb〃b+。龙a尤8+RT（xaIiixa+xslnxs）プ（&,xb）物理意义:〇颐〇有D固2)种物理意义:〇颐〇有D固2)种わ程即ク8=（シa+%8）/2时:A、8两种原子任意排列，易形成无序即ル8＞（シん+厶//2时:易发生同类原子的偏聚，有分解为两血らウ〈（らス+レ88）/2时：倾向于异类原子的吸引,易于形成短ラM周法休.固溶体的自由能一成分关系曲线与。有关:当Q40时,曲线呈简单的“U”形;当。》。时,曲线呈波浪形。二、异相平衡的条件A因溶体的成分•自由能曲线ス盤地A因溶体的成分•自由能曲线ス盤地ハC り国相平衝的自由能曲线・3g三招，何ッ公口燈法则例示三、由二元系各相的自由能曲线绘制相图旬品系的自山能曲线与相!a的关系包晶系的自由能曲线与相图的关系第六章:铁碳相图及铁碳合金§1铁碳相图ー、铁碳合金的基本相与显微组织.铁素体:C在a-Fe中形成的间隙固溶体（最大溶解度为0.0218%（H7））,端用a或F表示.C在3-Fe中形成的间隙固溶体（最大溶解度为0.09%（wr））也称为铁素体（高温铁素体）,用6表示。.奥氏体:C在y-Fe中形成的间隙固溶体（最大溶解度为2.11%（wハ）,通常用ド或A表示。.渗碳体：即FesC,是ー种间隙化合物。碳含量为6.69%（卬ハ。硬而脆。渗碳体是ー个亚稳定相,如果在高温长时间加热,就要分解为奥氏体和石墨。但是在钢中,当碳从铁基固溶体（奥氏体或铁素体）中析出时,通常都是以渗碳体的形式析出，而不是石墨。这是由于渗碳体的形成需要碳原子进行扩散的距离要比形成石墨时的短得多,因此它的形成也快得多。渗碳体一旦形成,在较低温度下,它的分解速率是很慢的,因此,多数情况下,我们只需考虑铁碳亚稳定系,即Fe-Fe3c系。但是应当注意到,溶碳体分解的快慢与钢中是否含有其它元素有着密切的关系。二、Fe，Fe3c相图分析 邀^^^*““cmoL「1369-moL「1369-LQ1.5IOJ.D3.54.0468.¢5.5&QwFe-Fe3c相图比较复杂,可根据三条水平线将其分解成3个基本相图:最上面为包晶相图;中间为共晶相图;最下面为‘共析相图。（二）三条特性曲线GS线:奥氏体开始析出铁素体的转变曲线。也称为先共析铁素体开始析出曲线。习惯上称为A3线,或称A3温度。ES线：C在奥氏体中的溶解度曲线。温度低于此线时,要从奥氏体中析出次生渗碳体,因此又称为次生渗碳体开始析出线。习惯上称为Acm线,或称Acm温度。PQ线:C在铁素体中的溶解度曲线。当温度低于此曲线时,要从铁素体中析出三次渗碳体,因此又称为三次渗碳体开始析出线。（三）特性点（见书P152〜153表4-2）（四）十五个主要相区五个单相区：L、6、ハa、Fe3C\三个三相区：L+6+f'L+y+Fe3C.y+(x+Fe3C\七个双相区：L+6»L+y.L+Fe3C.6+ド、y+Fe3C^a+ド、a+Fe3C

三、碳钢的分类与编号（一）钢和铸铁钢（或碳钢）：含碳量小于2.11%,或称为不发生共晶转变的铁碳合金。铸铁（白口铸铁）：含碳量大于2.11%,或称为发生共晶转变的铁碳合金。（二）碳钢的分类及编号1.分类:,低碳钢（叱S0.25%）;1.按钢中碳含埴的多少｛中碳钢（0.25%Vvc405%）;高碳钢（30.6%）。碳素结构钢2.按用途优质碳素结构钢2.按用途碳素工具钢一般」:程用铸造碳素钢件普通钢（ws<0.05%,wP<0.045%）3,4.按钢的质量（品质）（优质钢（め<0.035%,叶マ0.035%）高级优质钢（め4002%,wP40.03%）3,4.沸勝钢:脱氧不彻底（F）将桃烟时的叱封程南镇静钢:脱氧彻底（Z）按炼铝时的脱M程殳半領静钢:脱氧程度介于沸腾钢和镇静钢之间（め特殊镇静钢:进行特殊脱氧的钢（TZ）2.编号:1）碳素工具钢:主要用于各类工程,应用量大。其编号主要以其力学性能中的屈服点来命名（标志符号Q+最小5「等级符号+脱氧程度符号,如:Q235-AF）。2）优质碳素结构钢：常用于较为重要的机件,可以通过、fA“s<005%wパ。045%各种热处理调整零件的力学性能。其编号是以钢的碳、，ぎ黑等;琮農%的质量分数的万分数值来命名,为二位数，如45钢。 |渥M0.035%.[v0.035%这类钢中有三个钢号为沸腾钢,在其钢号尾部标有F,如08F。3）碳素工具钢：这类钢是含碳量在0.65%〜1.35%的碳素钢,主要用于制作各种小型工具。分优质级（恥く0.03%,め40.035%）和高级优质级（耿《0.02%,卬户40.035%）两大类。其命名方法是：标志号T碳的质量分数的千分数值,如T10。4）一般工程用铸造碳素钢:用于制造形状复杂的零件。其命名方法为:标志号ZG+最低。s值-最低びb值,如:ZG340-640.四、铁碳合金的平衡结晶、组织及力学性能（-）平衡结晶过程分别以碳含量为0.01%（エ业纯铁）、0.4%（亚共析钢）、0.77%（共析钢）、1.2%（-）铁碳合金的组织及力学性能§2铁碳相图分析及铸铁でy.«.F*j <3FTw••―M3 へ（-）铁碳合金的组织及力学性能§2铁碳相图分析及铸铁でy.«.F*j <3FTw••―M3 へ r..ASMS ■■] •加纥（1»ー、Fe，C相图分析及铸铁（-）Fe-C相图分析与Fe-Fe3c类似。（二）铸铁铸铁是碳的质量分数大于2.11%的铁碳合金。エ业上常用铸铁的碳质量分数在2.11%〜4.5%之间,此外,还含有其它化学元素,如Si、AhMn、S、P、Mo、Cr等。铸铁与钢的主要区别在于两点:ー是碳含量和Si含量较高,并且碳多以石墨形式存在;二是S、P杂质多。二、铸铁的石墨化石墨化ーー铁碳合金冷却或加热时石墨的形成过程。墨（①第一阶段:从过共晶成分的液相中直接结晶出一次石墨;以及通过过共晶反应化 形成共晶石墨；或在冷却过程中由一次渗碳体与共晶渗碳体于共晶温与 度以上的高温分解而形成石墨。ネ②中间阶段：从初生奥氏体中直接析出二次石墨;或在通过共晶温度与共析温度阶 区间时,渗碳体直接发生分解形成石墨。我③第二阶段:从共析转变过程中形成共析石墨；或通过共析温度及其以下温度区I 间时,渗碳体发生分解而形成石墨。三、常用铸铁的组织与性能常用铸铁有:灰铸铁、可锻铸铁、球墨铸铁和蠕墨铸铁。.灰铸铁:其基体组织有三种类型,即F基体、F+P基体和P基体。其石墨的形态、多少、分布和基体组织状态,主要取决于石墨化程度,即取决于铸铁的化学成分和铸件的冷却速度。由于有片状割裂基体的连续性,因此,灰铸铁的抗拉强度、塑性、韧性和弹性模量远比相应基体的钢低。同时P基体的灰铸铁比其它两种基体的强度、硬度和耐磨性都高。但,灰铸铁的铸造性能、减摩性能、减振性能、切削加工性能等比较好。.可锻铸铁:是由白口铸铁在固态下经长时间石墨化退火而得到的具有团絮状石墨的ー种铸铁。分为黑心可锻铸铁（F铸铁可锻）、P可锻铸铁及白心可锻铸铁。F铸铁可锻的组织为F+团絮状石墨,其强度不高,但塑性和韧性较好;P可锻铸铁为P+团絮状石墨,其塑性和韧性不如黑心可锻铸铁,但强度、硬度和耐磨性较好。白心可锻铸铁为渗碳体+团絮状石墨。.球墨铸铁:是向一定成分的铁液中加入适量使石墨球化的球化剂和促进石墨化的孕育剂。在铸态下,其基体往往是有不同数量的F、P,甚至是自由渗碳体同时存在的组织,经热处理后得到エ业上常用的F球墨铸铁、P球墨铸铁F+P球墨铸铁和B球墨铸铁。球墨铸铁由于是由基体和球状石墨组成,因此其抗拉强度、塑性和韧性与相应组织的铸钢相似,而且其强度、塑性和韧性与石墨球的大小、分布有着密切关系。此外,其铸造性能、减摩性、切削加工性等也近似于灰铸铁。但球墨铸铁的熔炼工艺和铸造工艺都比灰铸铁要求高。.蠕墨铸铁:是在一定成分的铁液中加入适量使石墨成蠕虫状的蠕化剂和孕育剂而获得的。其石墨形状介于片状和球状之间,因此其性能兼备灰铸铁和球墨铸铁的某些优点,可用来代替高强度灰铸铁、合金铸铁、铁素体球墨铸铁和黑心可锻铸铁。§3合金铸锭的结晶ー、铸锭的组织及控制(-)铸锭的组织三个组织区域的特点及形成。(二)铸锭的组织控制主要是针对柱状晶区和等轴晶区的控制。主要从铸模的冷却能力、熔化温度、浇铸温度等方面考虑。二、铸锭中的偏析1,正偏析:.反偏析:.密度偏析:第七章:三元相图及结晶§1三元相图的几何特性ー、三元合金相图的成分表示方法.等边浓度三角形用等边三角形表示三元用等边三角形表示三元合金的成分等边成分三角形中的特殊线.等腰浓度三角形当三元系中某ー组元含量较少,而.等腰浓度三角形当三元系中某ー组元含量较少,而另两个组元含量较多时,合金成分点将靠近等边三角形的某ー边。为了使该部分相图清晰地表示出来,可将成分三角形两腰放大,成为等腰三角形。.直角浓度三角形efCDj二、直线定律与重心法则（一）直线定律与杠杆定律在一定温度下三组元材料两相平衡时,材料的成分点和其两个平衡相的成分点必然位于成分三角形内的一条直线上,该规律称为直线法则或三点共线原则。推导过程:ん1•“レ+A仇。（1-wa）=A。［•Aa2•wa+Ab?•（1-孙）=Ao2c移项整理得:wa(Aai-Ab\)=Ao\-Ab\,wo(A)2-AZ>2)=Aoi~ん2。两式相除,有：AaI-AbI_AoゝーAb1Aai-Ah】 Aoi-Aみ2°（二）重心法则

ー、相图分析二、固溶体的结晶过程三、等温截面四、垂直截面§2三元匀晶相图三元句晶和图三意力晶丽阳等区政!ー、相图分析二、固溶体的结晶过程三、等温截面四、垂直截面§2三元匀晶相图三元句晶和图三意力晶丽阳等区政!・范及其找後承例ー、固态互不溶解的三元相图(-)空间模型右图所示为三组元在液态完全互溶、固态互不溶解的三元共晶空间模型。它由A-B,B-C,C-A三个简单的二元系共晶相图1所组成。 ’图中a,b,c分别是组元A,B,C的熔点。在共晶合金中,ー个组元的熔点会由于其他组元的加入而降低,因此在三元相图„中形成了三个向下汇聚的液相面。其中:aeiEe3a是组元A的初始结晶面;beiEe2b是组元B的初始结晶面;ce2Ee3c是组元C的初始结晶面。3个二元共晶系中的共晶转变点ei，e2,e3在三元系中都伸展成为共晶转变线,这就是3个液相面两两相交所形成的3条熔化沟线eF，e?E和esE.

当液相成分沿这3条曲线变化时,分别发生共晶转变:eiE:L—A+B;^E:L—B+C;esE:L—C+A。3条共晶转变线相交于E点,这是该合金系中液体最终凝固的温度。成分为正的液相在该点温度发生共晶转变:Le~-A+B+C故E点称为三元共晶点。正点与该温度下3个固相的成分点m,n,p组成的四相平衡平面称为四相平衡共晶平面。四相平衡共晶平面由3个三相平衡的连接三角形合并而成,其中三角形mEn是发生L-A+B共晶转变的三相平衡区的底面,三角形nEp是发生L-B+C共晶转变的三相平衡区的底面,三角形pEm是发生L-C+A共晶转变的三相，平衡区的底面。三相平衡区和共晶转变的初始面示于右图3中。低于E点温度,合金全部凝固成固相,形成A+B+C三・相平衡区。（二）垂直截面图（•）诔度三角形（b），，載因（c）Aittii（•）诔度三角形（b），，載因（c）Aittii（三）水平截面图（三）水平截面图水平截面图利用水平截面图可以了解合金在不同温度所处的相平衡状态,以及分析各种成分的合金在平衡冷却时的凝固过程。（四）投影图在右图的投影图中,粗线e】E,