材料科學基礎名詞解釋

1、材料科學基礎名詞解釋第一章晶體學基礎空間點陣晶體中原子或原子集團排列的周期性規(guī)律，可以用一些在空間有規(guī)律分布的幾何點來表示，這樣的幾何點集合就構成空間點陣。（每個幾何點叫結點；每個結點周圍的環(huán)境相同，則都是等同點0）品格在三維空間內表示原子或原子集團的排列規(guī)律的結點所構成的陣列，設想用直線將各結點連接起來，就形成空間網(wǎng)絡，稱為晶格。晶胞空間點陣可以看成是由最小的單元一一平行六面體沿三維方向重復堆積而成，這樣的平行六面體就叫晶胞。品系按照晶胞的大小和形狀的特點（點陣的對稱性）對晶體進行的分類。品格常數(shù)（點陣常數(shù)）決定晶胞形狀和大小的6個參數(shù)。布拉維點陣結點都是等同點的點陣就叫布拉維點陣。晶面穿過

2、晶體的原子面稱為晶面。晶向連接晶體中任意原子列的直線方向稱為晶向。晶面（間）距兩個相同晶面間的垂直距離。晶面族在高度對稱的晶體中，特別是在立方晶體中，往往存在一些位向不同、但原子排列情況完全相同的晶面，這些晶體學上等價的晶面就構成一個晶面族。品向族晶體學上等價的晶向構成晶向族。配位數(shù)晶體結構中一個原子周圍的最近鄰且等距離的原子數(shù)。堆垛密度/緊密系數(shù)/致密度晶胞中各原子的體積之和與晶胞的體積之比。晶體是具有點陣結構的，由長程有序排列的原子、離子、分子或配位離子等組成的固體。非晶體是無點陣結構的和長程有序排列的結構基元組成的固體。晶體結構指晶體中原子在三維空間排列情況。*同素異構體化合物有相同的分

3、子式，但有不同的結構和性質的現(xiàn)象。原子半徑包括共價半徑：兩原子之間以共價鍵鍵合時，兩核間距離的一半,實際上核間距離是共價鍵的鍵長。金屬半徑：金屬晶體中相鄰兩金屬原子核間距離的一半。范德瓦爾斯半徑：靠范德華力相互吸引的相鄰不同分子中的兩個相同原子核間距離的一半。晶體原子數(shù)某一晶體結構的一個晶胞中所含有的原子個數(shù)。第二章固體材料的結構結合鍵指由原子結合成分子或固體的方式和結合力的大小。離子鍵當一正電性元素和一負電性元素相接觸時，由于電子一得一失，使它們各自變成正離子和負離子，二者靠靜電作用相互結合起來的化學鍵。共價鍵由倆個或多個電負性相差不大的原子間通過共用電子對而形成的化學鍵。金屬鍵自由電子與原

4、子核之間靜電作用而產生的鍵合力。分子鍵又稱范德華力，由瞬間偶極矩和誘導偶極矩產生的分子間引力所構成的物理鍵。合金兩種或兩種以上的金屬或金屬與非金屬經熔煉、燒結或其他方法組合而成并具有金屬特性的物質。相/合金相具有相同或連續(xù)變化的成分、結構和性能的部分（或區(qū)域）。固溶體是以某一組元為溶劑，在其晶體點陣中溶入其他組元原子（溶劑原子）所形成的均勻混合的固態(tài)溶體，它保持溶劑的晶體結構類型。固溶度溶質在溶劑中的最大含量（即極限溶解度）稱為固溶度。置換式固溶體當溶質原子溶入溶劑中形成固溶體時，溶質原子占據(jù)溶劑點陣的陣點，或者說溶質原子置換了溶劑點陣的部分溶劑原子，這種固溶體就稱為置換固溶體。間隙式固溶體當

5、溶質原子溶入溶劑中形成固溶體時，溶質原子分布于溶劑品格間隙而形成的固溶體，稱為間隙固溶體。端部固溶體在相圖中的位置位于端部，成分范圍包括純組元的固溶體。中間固溶體在相圖中的位置位于中間，任一組元的濃度均大于0,小于100%的固溶體。中間相合金中組元之間形成的、與純組元結構不同的相。在相圖的中間區(qū)域。有限固溶體溶質在固溶體中的溶解度有一定限度，稱為有限固溶體。無限固溶體由兩個（或多個）晶體結構相同的組元形成的，任一組元的成分范圍均為0100%勺固溶體，又稱連續(xù)固溶體。有序固溶體當一種組元溶解在另一組元中時，各組元原子分別占據(jù)各自的布拉維點陣，形成一種各組元原子有序排列的固溶體，溶質在晶格完全有序

6、排列。無序固溶體各組元原子的分布是隨機的固溶體。*化合物由兩種或多種組元按一定比例構成一個新的點陣結構的物質。離子化合物通過離子鍵結合而成的化合物。硅酸鹽具有硅酸根的鹽，是一種豐產、廉價的陶瓷材料。金屬間化合物金屬與金屬、金屬與準金屬形成的化合物。（結合鍵主要是離子鍵，或含有一定比例的共價鍵；有確定的成分，可以用準確地分子式表示；具有典型的非金屬性質。）*拓撲密堆相由兩種大小不同的金屬原子所構成的一類中間相，其中大小原子通過適當?shù)呐浜蠘嫵煽臻g利用率和配位數(shù)都很高的復雜結構。由于這類結構具有拓撲特征，故稱這些相為拓撲密堆相。第三章晶體的范性形變彈性變形晶體在外力作用下會發(fā)生變形，當外力較小時變形

7、是彈性的，卸載后變形也隨之消失，這種可恢復的變形就稱為彈性形變。塑性變形晶體在外力作用下會發(fā)生變形，當外加應力超過一定值時，卸載后變形也不能完全消失，這種不可恢復的變形就稱為塑性變形。延伸率試件受拉力拉斷后，總伸長的長度與原始長度之比。斷面收縮率試樣受拉力拉斷后，斷口處斷面收縮與原面積之比?；圃谇袘ψ饔孟?，晶體的一部分沿一定晶面和晶向，相對于另一部分發(fā)生相對移動的一種運動狀態(tài)。李生晶體受力后，以產生李品的方式進行的切變過程叫李生。李晶指兩個晶體或一個晶體的兩部分沿一個公共晶面構成鏡面對稱的位向關系，這兩個晶體就稱為李品，此公共平面就稱為李晶面?；茙г诮鹣囡@微鏡下看到的滑移痕跡往往是由許多

8、相距為10nm左右的滑移線形成的滑移帶?；凭€滑移會使晶體在表面形成臺階，產生線紋，稱為滑移線?；葡稻w中一個滑移面及該面上一個滑移方向的組合稱一個滑移系。臨界分切應力晶體開始滑移所需的最小分切應力就稱為臨界分切應力。幾何硬化如果晶體滑移面原來是處于其法線與外力軸夾角接近45o的位向,經滑移和轉動后，就會轉到此夾角越來越遠離45o的位向，從而使滑移變得越來越困難的現(xiàn)象，稱為幾何硬化。幾何軟化晶體經滑移和轉動后，一些原來角度遠離45o的晶面將轉到接近45o,使滑移變得容易進行，這種由晶體位向變化引起的現(xiàn)象稱為幾何軟化。應變（加工）硬化/加工強化隨著塑性變形的增加，金屬的強度、硬度迅速增力口；塑

9、性、韌性迅速下降的現(xiàn)象。單滑移當外力在一個滑移系上的分切應力達到了臨界分切應力時，產生滑移的現(xiàn)象。雙滑移當外力在兩個滑移系上的分切應力相等并同時達到了臨界分切應力時，產生同時滑移的現(xiàn)象。多滑移當外力在多個滑移系上的分切應力相等并同時達到了臨界分切應力時，產生同時滑移的現(xiàn)象。交滑移當某一螺型位錯在原滑移面上運動受阻時，有可能從原滑移面轉移到與之相交的另一滑移面上去繼續(xù)滑移，這一過程稱為交滑移。纖維組織冷加工將晶粒拉長，使材料中的不溶雜質、第二相和各種氣孔、縮松等缺陷發(fā)生變形，由于晶粒、雜質、第二相、缺陷等都沿著金屬的主變形方向被拉長成纖維狀，故稱為纖維組織。擇優(yōu)取向/織構金屬冷變形時不同位向的晶

10、粒隨著變形程度的增加在進行滑移的同時其滑移系還發(fā)生轉動。當變形達到一定程度后各晶粒的取向基本一致，這樣一種位向分布就稱為擇優(yōu)取向或簡稱織構。* 形變織構多晶體金屬形變后具有擇優(yōu)取向的晶體結構稱為形變織構。多晶體/多晶材料由許多取向不同的小單晶體即晶粒組成的晶體。晶粒在多晶體的晶格位向一致，位向差很小的小晶塊，稱為晶粒。晶界晶界是成分結構相同的同種晶粒間的界面。晶粒度指晶粒的大小，可以用單位體積材料中的晶粒數(shù)或單位截面面積內的晶粒數(shù)來度量。內應力宏觀內應力、微觀內應力、點陣畸變。* 點陣畸變在局部范圍內，原子偏離其正常的點陣平衡位置造成點陣畸變。在金屬材料中點陣畸變會使得晶體能量升高阻礙位錯的運

11、動產生材料的強化韌性降低。第四章晶體中的缺陷* 晶體缺陷原子排列周期性受到破壞的區(qū)域。點缺陷缺陷區(qū)的尺寸在任何方向上都遠小于晶體或晶粒的線度，因而可以忽略不計，這種缺陷就稱為點缺陷。線缺陷缺陷區(qū)的尺寸在某一方向上可以與晶體或晶粒的線度相比擬，而在其他方向上的尺寸相對于晶體或晶粒線度可以忽略不計，這種缺陷就稱為線缺陷。面缺陷缺陷區(qū)的尺寸在共面的各方向上可以與晶體或晶粒的線度相比擬，這種缺陷就稱為面缺陷。體缺陷缺陷區(qū)的尺寸在任意方向上都可以與晶體或晶粒的線度相比擬，這種缺陷就稱為體缺陷?？瘴痪w中的空位也稱為肖特基缺陷，這是一種熱缺陷，是晶體中的原子或離子由于熱運動離開了原來的品格位置后而留下的空

12、位，稱為肖特基空位。間隙原子間隙原子指某個品格間隙中擠進的原子。弗蘭克爾缺陷離開平衡位置的原子擠入點陣中的間隙位置，而在晶體中同時形成相等數(shù)目的空位和間隙原子，則所形成的缺陷稱為弗蘭克爾缺陷。位錯是晶體內的一種線缺陷。其特點是沿一條直線方向原子有規(guī)律地發(fā)生錯排，這種缺陷用一直線方向和一個柏氏矢量共同描述。刃型位錯在金屬晶體中由于某種原因晶體的一部分相對于另一部分出現(xiàn)一個多余的半原子面，這個多余的平原子面又如切入晶體的刀片，刀片的刃口線即為位錯線，這種線缺陷稱為刃型位錯。螺型位錯一個晶體的某一部分相對于其余部分發(fā)生滑移，原子平面沿著一根軸線盤旋上升，每繞軸線一周，原子面上升一個晶面間距，在中央軸

13、線處即為螺型位錯?；旌闲臀诲e當位錯線既不平行、又不垂直于滑移方向時，可以將位錯看成是由螺型位錯和刃型位錯混合而成的，故稱為混合位錯。柏氏矢量柏氏矢量是描述位錯特征的一個重要矢量，它集中反映了位錯區(qū)域內畸變總量的大小和方向，也是位錯掃過后晶體相對滑動的量。攀移刃型位錯的位錯線可沿著垂直于滑移面的方向移動，刃型位錯的這種運動稱為攀移。位錯密度單位體積的晶體中所含的位錯線的總長度。線張力位錯線增加單位長度時引起的彈性能增加?？率蠚鈭F點缺陷力圖分布在刃型位錯的下方（即不含附加半原子面的一方），擇優(yōu)分布在刃型位錯張應力區(qū)并緊靠位錯線的點缺陷便形成所謂的柯氏氣團。應變時效第一次拉伸后，再立即進行第二次拉伸

14、，拉伸曲線上不出現(xiàn)屈服階段。但第一次拉伸后的低碳鋼試樣在室溫下放置一段時間后，再進行第二次拉伸，則拉伸曲線上又會出現(xiàn)屈服階段。不過，再次屈服的強度要高于初次屈服的強度。這個試驗現(xiàn)象就稱為應變時效。派-納力使位錯開始滑移所需的剪應力，即所謂位錯的起動力。它也是晶體點陣對位錯運動的阻力。Frank-Read位錯源位錯增值的一種形式。位錯的塞積位錯塞積是指晶體塑性變形時往往在一滑移面上許多位錯被迫堆積在某種障礙物前，形成位錯群的堆聚。這些位錯來自同一位錯源，因此具相同的柏氏矢量。位錯的交割位錯彼此交叉通過的過程叫做位錯的交割。彎折/扭折位于同一滑移面上的位錯臺階。割階位于不同滑移面上的位錯臺階。擴展

15、位錯一個單位位錯分解為兩個不全位錯，中間夾住一片層錯的組態(tài)叫擴展位錯。位錯反應由幾個位錯合成為一個新位錯或由一個位錯分解為幾個新位錯的過程大角度晶界多晶材料中各晶粒之間的晶界稱為大角度晶界，即相鄰晶粒的位向差大于10°的晶界。小角度晶界相鄰亞晶粒之間的位向差小于10°,這種亞晶粒間的晶界稱為小角度晶界，一般小于2,可分為傾斜晶界、扭轉晶界、重合晶界等。固溶強化隨溶質含量增加，固溶體的強度、硬度提高，塑性、韌性下降的現(xiàn)象。固溶在點陣間隙或結點上的合金元素原子由于其尺寸不同于基體原子，故產生一定的應力場，阻礙位錯的運動，造成固溶強化。沉淀強化合金通過相變過程得到的合金元素與基體

16、元素的化合物（沉淀相）會引起合金強化，稱為沉淀強化，沉淀相與基體原子間有化學的交互作用。彌散強化合金通過相變過程得到的合金元素與機械混摻于基體材料中的硬質顆粒會引起合金強化，稱為彌散強化，彌散相與基體原子間沒有化學的交互作用。細晶強化晶粒愈細小，晶界總長度愈長，對位錯滑移的阻礙愈大，材料的屈服強度愈高。晶粒細化導致晶界的增加，位錯的滑移受阻，因此提高了材料的強度。有序強化在有序固溶體中，要使金屬發(fā)生塑性變形就需使超位錯的兩個分位錯同時運動（以保持反相疇邊界的平衡寬度），因而需要更大的外應力，這就是有序強化。不全位錯柏氏矢量不等于點陣矢量整數(shù)倍的位錯稱為不全位錯。第五章材料熱力學* 熱力學第一定

17、律自然界中的一切物質都具有能量，能量不可能被創(chuàng)造，也不可能被消滅，但可以從一種形態(tài)轉變?yōu)榱硪环N形態(tài)，在能量的轉換過程中能量的總量保持不變。（熱力學第一定律就是能量守恒和轉換定律在熱現(xiàn)象中的體現(xiàn)）內能的改變方式有兩個：做功和熱傳遞AU=W+Q。* 熱力學第二定律：熱不可能自發(fā)的、不付代價的從低溫物體傳至高溫物體。第六章相圖相圖表示物質的狀態(tài)、溫度、成分之間的關系的綜合圖形。組元組成合金的最基本的、獨立的物質稱為組元。組織組織是指用肉眼可直接觀察的，或用放大鏡、顯微鏡能觀察分辨的材料內部微觀形貌圖像。相平衡在某一溫度下，系統(tǒng)中各個相經過很長時間也不互相轉變，處于平衡狀態(tài)，這種平衡稱為相平衡。各組元

18、在各相中的化學勢相同。相區(qū)相圖中代表不同相的狀態(tài)的區(qū)域。相界由結構不同或結構相同而點陣參數(shù)不同的兩晶體相交接而形成的界面。相變從一種相轉變?yōu)榱硪环N相的過程稱為相變。若轉變前后均為固相，則稱為固態(tài)相變。平衡分配系數(shù)合金冷卻到某一溫度時，固相的質量分數(shù)與液相質量分數(shù)的比。相律相律給出了平衡狀態(tài)下體系中存在的相數(shù)與組元數(shù)及溫度、壓力之間的關系，可表示為：f=C+P-2,f為體系的自由度數(shù)，C為體系的組元數(shù)，P為相數(shù)。自由度在不改變系統(tǒng)平衡相數(shù)的條件下，可以獨自改變、影響合金狀態(tài)的因素數(shù)目。枝晶偏析固溶體在非平衡冷卻條件下，勻品轉變后新得的固溶體晶粒內部的成分是不均勻的，先結晶的內核含較多的高熔點的組

19、元原子，后結晶的外緣含較多的低熔點的組元原子，而通常固溶體晶體以樹枝晶方式長大，這樣，枝干含高熔點組元較多，枝間含低熔點組元原子多，造成同一晶粒內部成分的不均勻現(xiàn)象。擴散退火生產上常將鑄件加熱到固相線以下100-200C長時間保溫，以使原子充分擴散、成分均勻，消除枝晶偏析，這種熱處理工藝稱做擴散退火。勻品轉變二元合金中由一個液相結晶出單相固溶體的過程稱為勻晶轉變。共晶轉變二元合金在恒定溫度下，由一個液相同時轉變?yōu)閮煞N固相的轉變。共析轉變二元合金在恒定溫度下，由一個固相同時轉變?yōu)閮煞N固相的轉變。不平衡共晶在不平衡凝固時，在共晶溫度以下仍有少量液體殘留，最后這些液相轉變?yōu)楣簿w的過程稱為不平衡共晶

20、。離異共晶有共晶反應的合金中，如果成分離共晶點較遠，由于初晶相數(shù)量較多，共品相數(shù)量很少，共晶中與初晶相同的那一相會依附初品長大，另外一個相單獨分布于晶界處，使得共品組織的特征消失，這種兩相分離的共晶稱為離異共晶。偽共品在不平衡的結晶條件下，成分在共晶點附近的合金全部轉變成共晶組織，這種非共晶成分的共晶組織稱為偽共品0包品轉變在一定溫度下，由一種液相與一種固相相互作用，生成另一種固相的轉變。同素異構轉變在周期表中，大約有40多種元素具有兩種或兩種以上的晶體結構。當外界條件（溫度、壓力）改變時，元素的晶體結構可以發(fā)生轉變，把晶體的這種性質稱為多晶型性，即同素異構轉變。鐵素體碳在a-Fe中所形成的間

21、隙固溶體叫鐵素體。奧氏體碳在Y-Fe中所形成的間隙固溶體叫奧氏體。滲碳體鐵與碳可以形成間隙化合物FeC,稱為滲碳體。珠光體鐵碳合金共析轉變產物，是共析鐵素體和共析滲碳體的層片狀混合物。萊氏體鐵碳相圖共晶轉變的產物，是共晶奧氏體和共晶滲碳體的機械混合物。* 重心法則處于三相平衡的合金，其成分點必位于共腕三角形的重心位置。* 液相線液相線一般是指鋼水在固態(tài)與液態(tài)的交叉點的溫度。* 固相線合金冷卻時，會在某一個溫度開始形成固體晶體，再繼續(xù)冷卻，就會在一個更低的溫度完全變成固體。隨著合金成分的變化，這兩個溫度點也會變化，因此形成一個相對合金成分變化的兩條曲線。上面一條曲線為液相線，下面為周相線。第七章

22、界面*亞晶界相鄰亞晶粒間的界面稱為亞晶界。品界偏聚由于晶內與晶界上的畸變能差別或由于空位的存在使得溶質原子或雜質原子在晶界上的富集現(xiàn)象。品界能不論是小角度晶界或大角度晶界，這里的原子或多或少地偏離了平衡位置，所以相對于晶體內部，晶界處于較高的能量狀態(tài)，高出的那部分能量稱為晶界能，或稱晶界自由能。共格相界/共格界面如果兩相界面上的所有原子均成對應的完全匹配關系，即界面上的原子同時處于兩相品格的結點上，為相鄰兩晶體所共有，這種相界就稱為共格相界。非共格晶界/半共格界面當兩相在相界處的原子排列相差很大時，即錯配度6很大時形成非共格品界。同大角度晶界相似，可看成由原子不規(guī)則排列的很薄的過渡層構成。表面

23、能表面原子處于不均勻的力場之中，所以其能量大大升高，高出的能量稱為表面自由能，或表面能。界面能界面上的原子處在斷鍵狀態(tài)，具有超額能量。平均在界面單位面積上的超額能量叫界面能。第八章固體中的擴散* 擴散微粒子（包括原子和分子）在氣相、液相、固相或三者之間，由高濃度向低濃度方向遷移，直到混合均勻的物理運動現(xiàn)象?；U散有濃度差的空間擴散稱為互擴散。自擴散沒有濃度差的擴散稱為自擴散。下坡擴散/順擴散溶質原子從高濃度區(qū)向低濃度區(qū)處的擴散過程為下坡擴散。上坡擴散/逆擴散溶質原子從低濃度向高濃度處擴散的過程稱為上坡擴散。表明擴散的驅動力是化學位梯度而非濃度梯度。體擴散溶質原子在晶粒內部進行的擴散稱為體擴散。

24、表面擴散溶質原子在表面進行的擴散稱為表面擴散。（別的版本）是指原子、離子、分子以及原子團在固體表面沿表面方向的運動。當固體表面存在化學勢梯度場，擴散物質的濃度變化或樣品表面的形貌變化時，就會發(fā)生表面擴散。品界擴散溶質原子沿晶界進行的擴散稱為晶界擴散。短路擴散在多晶體中，擴散除在晶粒的點陣內部進行（體擴散）外，還會沿著表面、界面、位錯等缺陷部位進行，稱后三種擴散為短路擴散。溫度較低時，晶粒越細擴散系數(shù)越大，短路擴散起主要作用。（擴散速率大于晶內擴散）穩(wěn)態(tài)擴散在穩(wěn)態(tài)擴散過程中，擴散組元濃度只隨距離變化，而不隨時間變化。非穩(wěn)態(tài)擴散擴散組元的濃度不僅隨距離x變化，也隨時間變化的擴散稱為非穩(wěn)態(tài)擴散。間隙

25、擴散這是原子擴散的一種機制，對于間隙原子來說，由于其尺寸較小，處于品格間隙中，在擴散時，間隙原子從一個間隙位置跳到相鄰的另一個間隙位置，形成原子的移動。反應擴散/多相擴散/相變擴散伴隨有化學反應而形成新相的擴散稱為反應擴散。菲克第一定律在單位時間內通過垂直擴散方向的單位截面積的擴散物質與該界面處的濃度梯度成正比。菲克第二定律在擴散過程中，某點的濃度隨時間的變化率與濃度分布曲線在該點處的二階導數(shù)成正比。擴散系數(shù)表示氣體（或固體）擴散程度的物理量。擴散系數(shù)是指當濃度為一個單位時，單位時間內通過單位面積的氣體量?？驴线_爾效應反映了置換原子的擴散機制，兩個純組元構成擴散偶，在擴散的過程中，界面將向擴散

26、速率快的組元一側移動。* 互擴散系數(shù)在互擴散中，用來代替兩種原子的方向相反的擴散系數(shù)D、D2.* 擴散激活能克服能壘需要有額外能量才能實現(xiàn)原子從一個平衡位置到另一個平衡位置的基本躍遷，這部分能量稱為擴散激活能。* 擴散驅動力擴散的驅動力是化學位梯度，所以可以發(fā)生上坡擴散?！狙a充】擴散的影響因素：擴散系數(shù)D0越大、擴散激活能Q越低、溫度越高，越有利于擴散。激活能Q影響因素：擴散機制（間隙盼位機制）；晶體結構；原子結合力（結合力強，Q越大）；合金成分。第九章凝固與結晶能量起伏指體系中每個微小體積所實際具有的能量，會偏離體系平均能量水平而瞬時漲落的現(xiàn)象。結構起伏/結構漲落/相起伏液態(tài)金屬中存在許多類

27、似晶體結構的、時大時小、時漲時消的原子有序集團的現(xiàn)象。* 近程有序在液體中的微小范圍內存在著緊密接觸規(guī)則排列的原子集團，稱為短程有序。* 長程有序在液體中的大范圍內原子是無序分布的，而在晶體中的大范圍內原子卻是呈有序排列的稱為長程有序o/結晶過程實質是由不穩(wěn)定的近程有序的液體結構轉變?yōu)榉€(wěn)定的遠程有序的晶體結構。晶核晶體的生長中心。過冷度實際結晶溫度與理論結晶溫度之差稱為過冷度。均勻形核金屬凝固時的形核是在金屬液體中依靠自身的結構均勻自發(fā)地形成核心，稱為均勻形核。不均勻形核金屬凝固時的形核是依靠外來夾雜所提供的異相界面非自發(fā)不均勻地形核，稱為不均勻形核。品胚原子集團半徑小于臨界晶核半徑時，半徑增

28、大則系統(tǒng)吉布斯自由能增加，故不能在液相中穩(wěn)定存在，它被溶解而消失的幾率大于它繼續(xù)長大的幾率，這種原子集團稱為晶胚。臨界晶核/晶核臨界尺寸/臨界晶核半徑當晶胚的長大趨勢等于消失趨勢時，該晶胚的半徑稱為臨界晶核半徑。形核功生核時所需克服的能壘。形成臨界晶核所需的能量，即臨界晶核形成功。形核率單位時間、單位體積生成固相核心的數(shù)目。潤濕角/接觸角非均勻形核時，固相晶核表面與基底之間的夾角。正溫度梯度是指液相中的溫度隨至固液界面距離的增加而提高的溫度分布狀況。（過冷度隨至界面距離增加而減?。?。負溫度梯度是指液相中的溫度隨至固液界面距離的增加而降低的溫度分布狀況。（過冷度隨至界面距離增加而增加）。樹枝狀晶

29、物質以樹枝狀生長，凝固金屬將樹枝空隙填滿，使每個樹枝成長為一個晶粒。粗糙界面界面在微觀范圍是粗糙的，高低不平，界面由幾個原子厚的過渡層組成，這種微觀上粗糙的界面在宏觀上是平直的。（金屬型界面）光滑界面/平整型界面界面在微觀范圍保持晶體學光滑表面的特性，界面為一個原子厚的過渡層，界面上各處晶體學表面取向不同，因此宏觀上看界面是曲折、鋸齒形小平面。平衡分配系數(shù)Ko當合金冷卻到某一溫度時，固相的質量分數(shù)與液相質量分數(shù)的比值。成分過冷由于在不平衡凝固時，液相中溶質分布不均勻，在正溫度梯度下，也會引起過冷，這種由于成分不均勻引起的過冷叫成分過冷。（成分）偏析合金中各組成元素在結晶時分布不均勻的現(xiàn)象稱為偏

30、析。微觀偏析指微小范圍（約一個晶粒范圍）內的化學成分不均勻現(xiàn)象?！究煞譃橹?、胞狀偏析和晶界偏析。】宏觀偏析指凝固斷面上宏觀各部位的化學成分不均勻的現(xiàn)象?！究煞譃檎觥⒎雌龊捅戎仄觥科穬绕黾粗?。是在一個晶粒內出現(xiàn)的化學成分不均勻現(xiàn)象。品界偏析在合金凝固過程中，溶質元素和非金屬夾雜物常富集在晶界，使晶界與品內的化學成分出現(xiàn)異樣，這種成分不均勻現(xiàn)象叫晶界偏析。正偏析/正常偏析在凝固過程中，符合溶質再分配規(guī)律，即K>1時，先凝固的表層溶質含量低于中心部分的成分不均勻現(xiàn)象。反偏析/逆偏析/反常偏析與正常偏析相反的情況，即K<1時，先凝固的表面或底部含的溶質元素較多，而晚凝

31、固的中心部位或上部含溶質較少的現(xiàn)象。* 重力偏析是由于重力作用而出現(xiàn)的化學成分不均勻現(xiàn)象。比重偏析由組成相與剩余溶液之間比重的差別所引起的一種宏觀偏析。胞狀偏析對于K<1的合金，在凹陷的胞界處將富集著溶質。這種胞內和胞界處成份不均勻的現(xiàn)象稱為胞狀偏析。第十章回復與再結晶回復冷變形后的金屬或合金在較低溫度加熱后，發(fā)生結構、組織和性能的變化。多邊形化是指經過冷塑性形變的金屬或者合金在回復時形成小角度亞晶界和較完整的亞晶粒的過程。再結晶冷變形后的金屬加熱到一定溫度之后，在原變形組織中重新產生了無畸變的新晶粒，而性能也發(fā)生了明顯的變化并恢復到變形前的狀態(tài)，這個過程稱為再結晶。二次再結晶再結晶結束

32、后正常長大被抑制而發(fā)生少數(shù)晶粒異常長大的現(xiàn)象。臨界變形度給定溫度下金屬發(fā)生再結晶所需的最小預先冷變形量。再結晶溫度形變金屬在一定時間（一般1h）內剛好完成再結晶的最低溫度。* 再結晶退火所謂再結晶退火工藝，一般是指將冷變形后的金屬加熱到再結晶溫度以上，保溫一段時間后，緩慢冷卻至室溫的過程。熱加工在金屬再結晶溫度以上進行的加工、變形。冷加工低于再結晶溫度進行的加工、變形。動態(tài)回復在熱變形過程中，與形變硬化同時發(fā)生的回復過程。動態(tài)再結晶在熱變形過程中，與形變硬化同時發(fā)生的再結晶過程。* 超塑性在一定條件下進行熱變形，材料可得到特別大的均勻塑形變形，而不發(fā)生縮頸，延伸率可達500%-2000%材料的

33、這種特性稱為超塑性。慣習面/慣析面固態(tài)相變時，新相往往在母相的一定晶面開始形成，這個品面稱為慣習面。調幅分解新相的形成不經形核長大，而是通過自發(fā)的成分漲落，濃度的振幅不斷增加，固溶體最終自發(fā)地分解成結構相同而成分不同的兩相固溶體的過程。時效合金經固溶熱處理或冷塑性形變后，在室溫放置或稍高于室溫保持時，便會發(fā)生分解反應，其性能隨時間而變化的現(xiàn)象。這一現(xiàn)象叫做過飽和固溶體分解，也叫時效。時效強化沉淀相在高溫下固溶到基體中去，然后隨溫度下降，沉淀相從基體中析出并與母相保持共格關系，從而使材料強度硬度升高。鋁合金時效經淬火后的鋁合金強度、硬度隨時間延長而發(fā)生顯著提高的現(xiàn)象稱為時效，也稱鋁合金的時效。過

34、時效鋁合金經固溶處理后，在加熱保溫過程中將先后析出GP區(qū)，9”，8',和9o在開始保溫階段，隨保溫時間延長，硬度強度上升，當保溫時間過長，將析出9',這時材料的硬度強度將下降，這種現(xiàn)象稱為過時效。馬氏體鋼和鐵從高溫奧氏體狀態(tài)急冷下來，得到一種碳原子在a-Fe中過飽和的固溶體。* 索氏體中溫段珠光體轉變產物，由片狀鐵素體滲碳體組成，層片間距較小，片層較薄。* 貝氏體鋼在奧氏體化后被過冷到珠光體轉變溫度區(qū)間以下，馬氏體轉變溫度區(qū)間以上這一中溫度區(qū)間轉變而成的由鐵素體及其內分布著彌散的碳化物所形成的亞穩(wěn)組織，即貝氏體轉變的產物。有上貝氏體和下貝氏體（B）。珠光體相變鐵碳合金奧氏體在冷卻轉變中，在共析溫度以下同時轉變?yōu)殍F素體和滲碳體的共析組織的轉變。貝氏體相變鐵碳合金奧氏體在冷卻轉變中，在珠光體轉變溫度以下，馬氏體轉變溫度以上范圍內（550C-230C）的轉變稱為貝氏體轉變。馬氏體相變鋼加熱至奧氏體化后快速淬火所形成的高硬度的針片狀組織的相變過程。熱彈性馬氏體相變當馬氏體相變的形狀變化是通過彈性變形來協(xié)調時，稱為熱彈性馬氏體相變。一級相變相變前后新舊兩相的自由能相等，但其一階偏導數(shù)不等的相變。二級相變從相變熱力學上講，相變前后兩相的自由能相等，自由能的一階偏導數(shù)相等，但二階偏導數(shù)不等的相變稱之為二級相變。* 熱處理是指將鋼在固態(tài)下加熱、保溫