材料科學基礎(chǔ)復習課件

《材料科學基礎(chǔ)》

復習內(nèi)容

2019.6《材料科學基礎(chǔ)》

復習內(nèi)容

2019.61期末考試形式

《材料科學基礎(chǔ)》2009-2019第二學期類型1、概念題（~30-40分）2、簡答題（~10分）3、填空題（~10分）4、計算題（~20分）5、分析論述題（~20分）期末考試形式

《材料科學基礎(chǔ)》2009-2019第二學期類型2第一章原子結(jié)構(gòu)與鍵合概念：1、原子間鍵合類型及本質(zhì)。2、金屬、高分子、陶瓷材料中的鍵類型、典型物質(zhì)名稱。第一章原子結(jié)構(gòu)與鍵合概念：3平衡距離r0

Equilibriumspacing；當FA+FR=0時的原子間距當r=

r0時，E0稱為結(jié)合能（Bondingenergy），將2個原子無限分離所需能量。通常r00.3nm(3?)1.2.1鍵合力與能量（BondingForcesandEnergy）平衡距離r01.2.1鍵合力與能量（BondingF4材料中的鍵范德瓦爾鍵（二次鍵）共價鍵金屬鍵半導體聚合物離子鍵陶瓷和玻璃金屬材料中的鍵范德瓦爾鍵（二次鍵）共價鍵5結(jié)合鍵的特性離子鍵共價鍵金屬鍵結(jié)構(gòu)特點無方向性或方向性不明顯，配位數(shù)大方向性明顯，配位數(shù)小，密度小無方向性，無飽和性，配位數(shù)極大，密度大力學特點強度高，膨脹系數(shù)小，劈裂性良好，硬度大強度高，硬度大有各種強度，有塑性熱學特點熔點高，膨脹系數(shù)小，熔體中有離子存在熔點高，膨脹系數(shù)小，熔體中有的含有分子有各種熔點高，導熱性好，液態(tài)的溫度范圍寬電學特點絕緣體，熔體為導體絕緣體，熔體為非導體導電體根據(jù)原子間鍵和的不同，將材料分為金屬、陶瓷和高分子金屬材料：金屬鍵陶瓷材料：共價鍵/離子鍵高分子材料：共價鍵/分子鍵/氫鍵

結(jié)合鍵的特性離子鍵共價鍵金屬鍵結(jié)構(gòu)特點無方向性或方6第二章固體結(jié)構(gòu)1、概念：空間點陣、晶體結(jié)構(gòu)、晶胞、晶向族、晶面族、晶帶及晶帶定律、配位數(shù)、致密度、間隙固溶體、置換固溶體、電子濃度、電子化合物、間隙相、間隙化合物、超結(jié)構(gòu)。2、計算晶向、晶面指數(shù)的標定，原子的線、面密度，致密度。第二章固體結(jié)構(gòu)1、概念：7體心立方堆垛因子（致密度）0.68配位數(shù)：8面心立方堆垛因子（致密度）0.74配位數(shù)：12密排六方堆垛因子（致密度）0.74配位數(shù)：12晶體結(jié)構(gòu)=空間點陣+基元剛球模型體心立方面心立方密排六方晶體結(jié)構(gòu)=空間點陣+基元剛球8三種典型金屬結(jié)構(gòu)的晶體學特點結(jié)構(gòu)特征晶體結(jié)構(gòu)類型面心立方(A1)體心立方(A2)密排六方(A3)點陣常數(shù)aaa,c(c/a=1.633)原子半徑R晶胞內(nèi)原子數(shù)426配位數(shù)12812致密度0.740.680.74三種典型金屬結(jié)構(gòu)的晶體學特點結(jié)構(gòu)特征晶體結(jié)構(gòu)類型面心立方(A914種布拉菲點陣與7個晶系7個晶系棱邊長度及夾角關(guān)系14種布拉菲點陣立方a=b=c,===90簡單立方體心立方面心立方四方a=bc,===90簡單四方體心四方菱方a=b=c,==90簡單菱方六方a1=a2=a3c,==90,=120簡單六方正交abc,===90簡單正交底心正交體心正交面心正交單斜abc,==90簡單單斜底心單斜三斜abc,90簡單三斜14種布拉菲點陣7個晶系棱邊長度及夾角關(guān)系14種布拉菲點陣立10立方晶系常見晶向

由于3個坐標軸存在正、負值，因此在晶向指數(shù)中也可存在負值。如：立方晶系常見晶向由于3個坐標軸存在正、負值，因此在晶向指數(shù)11晶向族：

111

晶向族：11112立方晶系常見晶面立方晶系常見晶面13晶面族：{100}晶面族：{100}14六角晶系中的晶向、晶面（a）晶向（b）晶面

注意：三指數(shù)系統(tǒng)與四指數(shù)系統(tǒng)轉(zhuǎn)換關(guān)系六角晶系中的晶向、晶面（a）晶向注意：三指數(shù)系統(tǒng)與四指數(shù)系15晶帶定律所有平行或相交于同一直線的晶面構(gòu)成晶帶，此直線稱為晶帶軸，屬于此晶帶的晶面稱為晶帶面。晶帶軸[uvw]與該晶帶的晶面（hkl）之間存在以下關(guān)系：hu

+kv+lw=0[uvw]（hkl）晶帶軸晶帶面晶帶晶帶定律所有平行或相交于同一直線的晶面構(gòu)成晶16線性與平面原子密度線原子密度：在特定的晶向上，線矢量通過原子中心，2個原子中心間的線段長度為l，此線段中包含的原子部分的尺寸為c，c/l為線原子密度（LD）。面原子密度：在特定的晶面上，晶面通過原子中心，由幾個原子中心構(gòu)成的平面的面積Ap，此平面中包含的原子部分的面積Ac，Ac/Ap為面原子密度（PD）。線性與平面原子密度線原子密度：在特定的晶向上，線矢量通過原子17密度計算AvogardroNVAnAcmolatoms/10023.623x常數(shù)，阿伏加多羅—晶胞體積—原子重量—晶胞中的原子數(shù)—密度—rNVnAAc=r密度計算AvogardroNVAnAcmolatoms/1018晶體結(jié)構(gòu)可以視為原子密排面在空間一層一層平行堆垛的結(jié)果。密排面數(shù)量密排方向數(shù)量體心立方{110}6<111>4面心立方{111}4<110>6密排六方六方底面1底面對角線3密排面密排方向晶體結(jié)構(gòu)可以視為原子密排面在空間一層一層平行堆垛的結(jié)果。密1932種點群、230種空間群點群：是指一個晶體中所有點對稱元素的集合。點群在宏觀上表現(xiàn)為晶體外形的對稱。晶體外形中只能有32種對稱點群的原因：(1)點對稱與平移對稱兩者共存于晶體結(jié)構(gòu)中，它們相互協(xié)調(diào)，彼此制約；(2)點對稱元素組合時必須通過一個公共點，必須遵循一定的規(guī)則，使組合的對稱元素之間能夠自洽。空間群：用以描述晶體中原子組合的所有可能方式，是確定晶體結(jié)構(gòu)的依據(jù)。230種空間群：晶體結(jié)構(gòu)中32個點群和14種布拉菲點陣的組合得到。32種點群、230種空間群點群：是指一個晶體中所有點對稱元20X-射線衍射與Bragg定律X-射線與周期性排列原子發(fā)生衍射的必要條件：相同密勒指數(shù)(hkl)的AA’，BB’面，晶面間距dhkl；2列（1，2）單色X射線波長，以角入射，散射波為(1’，2’)，路徑差為（衍射條件）：n

=SQ+QT=dhklsin

+dhklsin

=2dhklsin

（布拉格定律BraggLaw）n—為反射級數(shù)（theorderofreflection），為整數(shù)（1、2、3…）2

—衍射角（diffractionangle）X-射線衍射與Bragg定律X-射線與周期性排列原子發(fā)生衍射21合金相結(jié)構(gòu)合金（Alloy）：兩種或兩種以上金屬元素，或金屬元素與非金屬元素，經(jīng)熔煉、燒結(jié)或其它方法組合而成并具有金屬特性的物質(zhì)。組元（Component）：組成合金最基本的獨立的物質(zhì)，通常組元就是組成合金的元素，也可以是穩(wěn)定的化合物。組元間由于物理的或化學的相互作用，可形成各種相。相（Phase）：是合金中具有同一聚集狀態(tài)、相同晶體結(jié)構(gòu)、成分和性能均一，并以界面（相界）相互分開的組成部分。合金中的相結(jié)構(gòu)：可分為固溶體和中間相兩大類。合金相結(jié)構(gòu)合金（Alloy）：兩種或兩種以上金屬元素22合金中的相結(jié)構(gòu)：

固溶體: 置換式固溶體 間隙式固溶體中間相（金屬間化合物）:

正常價化合物_符合化合物原子價規(guī)律 電子化合物(休姆-羅塞里相)_電子濃度決定晶體結(jié)構(gòu) 間隙相_rX/rM<0.59時，形成簡單晶體結(jié)構(gòu) 間隙化合物_rX/rM>0.59時，形成復雜晶體結(jié)構(gòu),Fe3C電子濃度:合金中價電子數(shù)目與原子數(shù)目的比值，即e/aA，B分別為溶劑、溶質(zhì)的原子價，x為溶質(zhì)的原子分數(shù)（%）合金中的相結(jié)構(gòu)：電子濃度:合金中價電子數(shù)目與原子數(shù)目的比值23固溶體定義：溶質(zhì)原子完全溶于固態(tài)溶劑中，并能保持溶劑元素的晶格類型,這種類型的合金相稱為固溶體。固溶體種類：根據(jù)溶質(zhì)原子在溶劑中的位置，可分為置換式（Substitutive）固溶體與間隙式（Interstitial）固溶體。固溶體定義：溶質(zhì)原子完全溶于固態(tài)溶劑中，并能保持溶劑元素24間隙固溶體當溶質(zhì)原子半徑小，與溶劑原子半徑差r>41%時，溶質(zhì)原子可能進入溶劑晶格間隙中形成間隙固溶體通常原子半徑小于0.1nm的非金屬元素，如H、C、N、O等容易成為溶質(zhì)間隙原子由于溶質(zhì)原子大小比晶格間隙的尺寸大，引起溶劑點陣畸變，故間隙固溶體都是有限固溶體間隙固溶體當溶質(zhì)原子半徑小，與溶劑原子半徑差r>41%25面心立方晶格中的間隙位于晶胞中心，由六個原子所組成的八面體中心（共4個）rB/rA=0.414位于晶胞體對角線上靠結(jié)點1/4處，由四個原子所組成的四面體中心（共8個）rB/rA=0.225設原子半徑為rA,間隙中能容納的最大圓球半徑為rB面心立方晶格中的間隙位于晶胞中心，由六個原子所組成的八面體中26體心立方晶格中的間隙位于晶胞六面體的面中心，由六個原子所組成的八面體中心（共6個）rB/rA=0.15由四個原子所組成的四面體中心

（共12個）rB/rA=0.29

設原子半徑為rA,間隙中能容納的最大圓球半徑為rB注：體心立方結(jié)構(gòu)的四面體和八面體間隙不對稱(其棱邊長度不全相等)，這會對間隙原子的固溶及其產(chǎn)生的畸變有明顯的影響。體心立方晶格中的間隙位于晶胞六面體的面中心，由六個原子所組成27置換固溶體

—溶解度的影響因素

晶體結(jié)構(gòu)：晶體結(jié)構(gòu)相同是組元間形成無限固溶體的必要條件。組元的晶體結(jié)構(gòu)類型不同，其溶解度只能是有限的。

原子尺寸：組元的原子半徑差r<15%時，有利于形成溶解度較大的固溶體；當r15%時，r越大則溶解度越小。

化學親和力（電負性因素）：組元間電負性相近，可能具有大的溶解度；電負性差大，則化學親和力大，易形成化合物，而不利于形成固溶體，固溶體的溶解度愈小。

原子價因素：溶質(zhì)的原子價（電子濃度）影響固溶體的溶解度，最大溶解度時，電子濃度e/a接近1.4。置換固溶體

—溶解度的影響因素晶體結(jié)構(gòu)：晶體結(jié)構(gòu)相同是組28中間相（金屬間化合物）兩組元A和B組成合金時，除了可形成固溶體之外，如果溶質(zhì)含量超過其溶解度時，便可能形成新相，其成分處于A在B中、和B在A中的最大溶解度之間，故稱為中間相。中間相可以是化合物，也可以是以化合物為基的固溶體（第二類固溶體或二次固溶體）。它的晶體結(jié)構(gòu)不同于其任一組元，結(jié)合鍵中通常是金屬鍵和其它典型鍵（如離子鍵、共價鍵和分子鍵）相混合。因此中間相具有一定的金屬特性，又稱為金屬間化合物。金屬間化合物種類很多，主要包括三種：

正常價化合物電子化合物間隙相和間隙化合物中間相（金屬間化合物）兩組元A和B組成合金時，除了可形成固29正常價化合物

正常價化合物是指符合化合物原子價規(guī)律的金屬間化合物。它們具有嚴格的化合比，成分固定不變。它的結(jié)構(gòu)與相應分子式的離子化合物晶體結(jié)構(gòu)相同，如分子式具有AB型的正常價化合物其晶體結(jié)構(gòu)為NaCl型。正常價化合物常見于陶瓷材料，多為離子化合物。例如：Mg2Pb、Mg2Sn、Mg2Ge、Mg2Si等等正常價化合物正常價化合物是指符合化合物原子價規(guī)律的金屬間化30電子化合物（休姆-羅塞里相）

Hume-Rotheryphase

電子化合物是指按照一定價電子濃度的比值組成一定晶格類型的化合物，即電子濃度決定晶體結(jié)構(gòu)。電子化合物不符合化學價規(guī)律，原子間以金屬鍵為主，具有明顯的金屬特性。如：價電子濃度（e/a）：3/2—體心立方（相）；7/4—密排六方晶格（相）；21/13—復雜立方（相）；

電子化合物的熔點和硬度都很高，而塑性較差，是有色金屬中的重要強化相。電子化合物（休姆-羅塞里相）

Hume-Rotheryph31間隙相當非金屬原子半徑（rX）與金屬原子半徑（rM）的比值rX/rM<0.59時，將形成具有簡單晶體結(jié)構(gòu)的金屬間化合物，稱為間隙相。在晶隙相晶格中金屬原子位于晶格結(jié)點位置，而非金屬原子則位于晶格的間隙處。間隙相中原子間結(jié)合鍵為共價鍵和金屬鍵。間隙相具有極高的熔點和硬度，同時其脆性也很大，是高合金鋼和硬質(zhì)合金中的重要強化相。通過化學熱處理或氣相沉積等方法，在鋼的表面形成致密的間隙相薄層，可顯著提高鋼的耐磨性或耐腐蝕性。間隙相當非金屬原子半徑（rX）與金屬原子半徑（rM）的32間隙化合物當非金屬原子半徑與金屬原子半徑的比值rX/rM>0.59時，將形成具有復雜晶體結(jié)構(gòu)的金屬間化合物，其中非金屬原子也位于晶格的間隙處，故稱之為間隙化合物。例如Fe3C是鐵碳合金中的重要組成相，稱為滲碳體，具有復雜的正交晶格。Fe3C中的Fe原子可以部分地被其它金屬原子（Mn、Cr、Mo、W）所置換，形成(Fe、Mn)3C等，稱為合金滲碳體。間隙化合物中原子間結(jié)合鍵為共價鍵和金屬鍵。間隙化合物也具有很高的熔點和硬度，脆性較大，也是鋼中重要的強化相之一。但與間隙相相比，間隙化合物的熔點、硬度、以及化學穩(wěn)定性都要低一些。間隙化合物當非金屬原子半徑與金屬原子半徑的比值rX/rM>33第三章晶體缺陷1、概念肖脫基空位、弗侖克爾空位、刃型位錯、螺型位錯、柏氏矢量、位錯密度、位錯的滑移及攀移、弗蘭克-瑞德源、湯普森四面體、位錯反應、擴展位錯、表面能、界面能、重整位置點陣、失配度、對稱傾側(cè)晶界、非共格晶界。2、計算點缺陷濃度，位錯密度。3、分析判斷位錯反應條件，位錯受力分析。第三章晶體缺陷1、概念34缺陷種類Imperfections,Defects

點缺陷（Pointdefects）：最簡單的晶體缺陷，在結(jié)點上或鄰近的微觀區(qū)域內(nèi)偏離晶體結(jié)構(gòu)的正常排列。在空間三維方向上的尺寸都很小，約為一個、幾個原子間距，又稱零維缺陷。

包括空位、間隙原子、雜質(zhì)、溶質(zhì)原子等。線缺陷（Lineardefects）：在一個方向上的缺陷擴展很大，其它兩個方向上尺寸很小，也稱為一維缺陷。主要為位錯。面缺陷（Interfacialdefects）：在兩個方向上的缺陷擴展很大，其它一個方向上尺寸很小，也稱為二維缺陷。

包括晶界、相界、孿晶界、堆垛層錯等。缺陷種類Imperfections,Defects35點缺陷的形成條件

—原子熱運動點缺陷的平衡濃度：設由N個原子組成的晶體中含有n個空位，形成一個空位所需能量為Ev，振動熵為ΔSf，k為波爾茲曼常數(shù)，則空位在T溫度時的空位平衡濃度C：

類似的，間隙原子平衡濃度C’：

一般，晶體中間隙原子的形成能比空位的形成能大3-4倍，間隙原子的量與空位相比可以忽略。

熱平衡缺陷（thermalequilibriumdefects）：由于熱起伏促使原子脫離點陣位置而形成的點缺陷。點缺陷的形成條件

—原子熱運動點缺陷的平衡濃度：36刃型位錯螺型位錯刃型位錯螺型位錯37位錯的運動位錯運動是位錯的重要性質(zhì)之一，它與晶體的力學性能，如強度、塑性、斷裂等密切相關(guān)位錯的運動方式主要是：

滑移slip

攀移climb位錯的滑移（守恒運動）：在外加切應力作用下，位錯中心附近的原子沿柏氏矢量方向在滑移面上不斷作少量位移（小于一個原子間距）而逐步實現(xiàn)位錯的運動位錯運動是位錯的重要性質(zhì)之一，它與晶體的力學性能，38位錯滑移的特點刃型位錯：滑移的切應力方向與位錯線垂直；螺型位錯：滑移的切應力方向與位錯線平行。

2)刃型位錯：滑移方向與位錯運動方向一致；螺型位錯：滑移方向與位錯運動方向垂直。

3)螺型位錯：如果在原滑移面上運動受阻時，有可能轉(zhuǎn)移到與之相交的另一滑移面上繼續(xù)滑移，這稱為交滑移。位錯滑移的切應力位錯滑移方向柏氏矢量位錯線方向位錯運動方向位錯滑移的特點刃型位錯：滑移的切應力方向與位錯線垂直；位錯滑39運動位錯的交割：扭折：位錯交割形成的曲折線段在位錯的滑移面上。割階：該曲折線段垂直于位錯的滑移面。位錯反應：位錯線之間可以合并或分解幾何條件：反應前后諸位錯的柏氏矢量之和相等，

b→b1+b2能量條件：反應后位錯的總能量小于反應前位錯的能量

∣b∣2>∣b1∣2+∣b2∣2運動位錯的交割：位錯反應：位錯線之間可以合并或分解40位錯的應變能位錯的能量：位錯周圍點陣畸變引起的彈性應力場，導致晶體能量的增加

位錯中心畸變能Ec

(大約為總應變能的1/10-1/15)位錯應力場引起的彈性應變能Ee(主要部分)單位長度刃型位錯的應變能:單位長度螺型位錯的應變能:

簡化的單位長度位錯的總應變能：E=αGb2

α約為0.5-1

單位長度混合位錯的應變能:

G

—切變模量K—角度因素

—幾何系數(shù)b—柏氏矢量

—泊松比

位錯的應變能位錯的能量：位錯周圍點陣畸變引起的彈性應力場，導41作用在位錯的力在外切應力

的作用下，位錯的移動可以理解為有一個垂直于位錯線的力Fd作用于位錯線上。Fd=

b

Fd

的方向總是與位錯線相垂直，并指向滑移面的未滑移部分作用在位錯上的力只是一種組態(tài)力，它不代表位錯附近原子實際所受力，也區(qū)別于作用在晶體上的力，其方向與外切應力方向不一定一致一根位錯具有唯一的柏氏矢量，只要作用在晶體上的切應力是均勻的，則各段位錯所受的力大小相同

FdFd

作用在位錯的力在外切應力的作用下，位錯的移動可以理42位錯的線張力

線張力T可以理解為使位錯增加單位長度所需的能量，

故：T=kGb2，k約為0.5-1若位錯長度為ds，單位長度位錯線所受的力為

b，則：

b?ds=2Tsin(dθ/2)，由于ds=rdθ，當dθ很小時，sin（dθ/2）≈（dθ/2）因此：

b=T/r≈Gb2/2r兩端固定的位錯在切應力

作用下與位錯線彎曲度r的關(guān)系

=Gb/2r位錯的線張力線張力T可以理解為使位錯增加單位長度所需的能量43位錯間的交互作用力1）兩平行螺位錯的交互作用2）兩平行刃位錯的交互作用

沿x方向的切應力分量（滑移）：

沿y方向的正應力分量（攀移）：在同一滑移面上的位錯，同性相斥、異性相吸（見右圖）在不同滑移面上的位錯，小角度晶界的形成。相互平行的螺位錯和刃位錯之間不發(fā)生相互作用（柏氏矢量相互垂直）混合位錯，先分解、再疊加

位錯間的交互作用力1）兩平行螺位錯的交互作用2）兩平行刃位錯44位錯的生成和增殖位錯的密度

Densityofdislocations：

位錯密度是單位體積晶體中所含的位錯線的總長度：

ρ=L/V（1/cm2）一般，位錯密度也定義為單位面積所見到的位錯數(shù)目

充分退火的多晶體金屬中，ρ=106–108cm-2

劇烈冷變形的金屬中：ρ=1010–1012cm-2

超純金屬單晶體：ρ＜103cm-2位錯的生成和增殖位錯的密度Densityofdislo45面缺陷InterfacialDefects

—表面及界面Surface、Interface、Boundary

界面：通常包含幾個原子層厚的區(qū)域，其原子排列及化學成分不同于晶體內(nèi)部，可視為二維結(jié)構(gòu)分布，也稱為晶體的面缺陷。界面對晶體的物理、化學和力學等性能產(chǎn)生重要的影響

外表面：指固體材料與氣體或液體的分界面。它與摩擦、吸附、腐蝕、催化、光學、微電子等密切相關(guān)

內(nèi)界面：分為晶粒界面、亞晶界、孿晶界、相界面等面缺陷InterfacialDefects46晶界分類(根據(jù)相鄰晶粒位相差)小角度晶界Low-anglegrainboundary：相鄰晶粒的位相差小于10o，亞晶界一般為2o左右。大角度晶界High-anglegrainboundary：

相鄰晶粒的位相差大于10o

晶界分類(根據(jù)相鄰晶粒位相差)小角度晶界Low-angle47晶界能晶界上原子畸變引起的系統(tǒng)自由能的升高，單位：J/m2

小角度晶界能量主要來自位錯能量，與位相差θ有關(guān)：

=

0θ(A-lnθ)大角度晶界能量基本為定值，與晶粒之間位相差θ無關(guān)：

0.25~1.0J/m2

晶界能晶界上原子畸變引起的系統(tǒng)自由能的升高，單位：J/m248作業(yè)題答案：試分析在（111）面上運動的柏氏矢量為的螺型位錯受阻時，能否通過交滑移轉(zhuǎn)移到面中的某個面上繼續(xù)運動？為什么？相關(guān)知識：abfedc位錯線交滑移：由于螺型位錯可有多個滑移面，螺型位錯在原滑移面上運動受阻時，可轉(zhuǎn)移到與之相交的另一個滑移面上繼續(xù)滑移。晶帶：所有平行或相交于同一直線的晶面構(gòu)成晶帶，此直線稱為晶帶軸，屬于此晶帶的晶面稱為晶帶面。晶帶軸[uvw]與該晶帶的晶面（hkl）之間存在以下關(guān)系：hu+kv+lw=0稱為晶帶定律作業(yè)題答案：abfedc位錯線交滑移：由于螺型位錯可有多個滑49晶帶軸（伯氏矢量）：在中屬于以上晶帶的晶帶面：晶帶軸（伯氏矢量）：50第四章凝固與擴散1、概念凝固、結(jié)晶、過冷、過冷度、結(jié)構(gòu)起伏、能量起伏、均勻形核、非均勻形核、臨界晶核半徑、臨界形核功及物理意義、形核率、光滑界面、粗糙界面；擴散通量、穩(wěn)態(tài)擴散、非穩(wěn)態(tài)擴散、擴散系數(shù)、擴散激活能、菲克第一定律、菲克第二定律、柯肯達爾效應、互擴散(化學擴散）、自擴散、上坡擴散、反應擴散。2、分析、判斷、計算液態(tài)金屬在正、負溫度梯度下的生長過程，控制凝固后晶粒大小方法；擴散相關(guān)物理量計算；分析影響擴散的因素，解釋一些現(xiàn)象；利用一些結(jié)論。如“鋼鐵材料滲碳處理時，擴散需要的時間t與擴散距離x的平方成正比，即t∝x2”;以及“同一個擴散系統(tǒng)，擴散系數(shù)D與擴散時間t的乘積為一常數(shù)，即D·t=常數(shù)”解決實際問題。第四章凝固與擴散1、概念51

結(jié)構(gòu)起伏Structuralundulation：液態(tài)金屬中存在著原子排列規(guī)則（有序）的小區(qū)域（原子團），這些大小不一的原子集團是與固態(tài)結(jié)構(gòu)類似的；這些原子集團不穩(wěn)定，一會兒在這里消失，一會兒在那里出現(xiàn)（原子重新聚集），此起彼伏，這種現(xiàn)象稱為結(jié)構(gòu)起伏。

能量起伏Energyundulation：造成結(jié)構(gòu)起伏的原因是液態(tài)金屬中存在著能量起伏，能量低的地方有序原子團才能形成，遇到能量高峰又散開成無序狀態(tài)。

結(jié)構(gòu)起伏與能量起伏是對應的結(jié)構(gòu)起伏Structuralundulation：液態(tài)52結(jié)晶過程

晶核形成（形核）：在過冷的金屬液體中，尺寸較大的晶胚不再被熔化掉，能夠穩(wěn)定保留下來的晶胚就成了開始結(jié)晶的核心；晶核長大：然后晶核不斷長大。隨著結(jié)晶過程的進行，固相逐漸增多，液相逐漸減少，直至全部轉(zhuǎn)變?yōu)楣滔嘟Y(jié)構(gòu)起伏、能量起伏結(jié)晶過程晶核形成（形核）：結(jié)構(gòu)起伏、能量起伏53驅(qū)動力Drivingforce：固、液兩相的自由能之差ΔG=GS-

GL就是結(jié)晶的驅(qū)動力

在恒溫、恒壓的條件下，單位體積的液體與固體的自由能之差為：

“-”—表示由液態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)楣虘B(tài)自由能降低；Lm—熔化潛熱;ΔT=Tm-T—過冷度Undercooling

過冷度ΔT越大，結(jié)晶的驅(qū)動力也就越大；ΔT=0，Gv=0，即沒有驅(qū)動力，結(jié)晶不能進行

結(jié)晶的熱力學條件：結(jié)晶必須有一定的過冷度（熱過冷）自由能隨溫度變化示意圖驅(qū)動力過冷度驅(qū)動力Drivingforce：固、液兩相的自由能之差Δ54形核Nucleation金屬結(jié)晶時，形核方式有兩種：

均勻形核Homogeneousnucleation：指在均勻單一的液相中形成固相結(jié)晶核心的過程

非均勻形核Heterogeneousnucleation：由于外界因素，如雜質(zhì)顆粒、鑄型內(nèi)壁等，促進結(jié)晶晶核的形成形核Nucleation金屬結(jié)晶時，形核方式有兩種：55均勻形核的自由能變化在過冷的條件下，金屬液體中晶胚的形成和增大，將引起系統(tǒng)自由能變化：轉(zhuǎn)變?yōu)楣虘B(tài)的那部分體積，引起自由能下降；晶胚與液相之間增加的界面，造成自由能（表面能）增大設單位體積自由能的下降為ΔGv

(ΔGv<0)，單位面積的表面能為σ；假設晶胚為球體，半徑為r,則過冷條件下形成一個晶胚時，系統(tǒng)自由能的變化為：均勻形核的自由能變化在過冷的條件下，金屬液體中晶胚56臨界晶核令

，則可求得r*：

隨過冷度ΔT增大，臨界晶核半徑減小。即金屬液體中會有更多的晶胚可以成為晶核，形核的幾率增大對于純銅的均勻形核，一個臨界晶核大約包含200個原子臨界晶核：過冷金屬液體中的晶胚，只有大于一定尺寸r*后，才能穩(wěn)定存在并繼續(xù)長大，即實現(xiàn)晶胚向晶核的轉(zhuǎn)變自由能變化與晶胚（核）半徑的關(guān)系r*臨界晶核令

，則可求得r57隨過冷度增大，r*和△G*減小，有利于形核；隨過冷度增大（溫度降低），原子從液相向晶胚擴散的速率降低，不利于形核形核率Nucleationrate形核率：是指在單位時間內(nèi)、單位體積的金屬液體中形成的晶核數(shù)如圖，金屬的結(jié)晶在達到某一過冷度（~0.2Tm）時，N急劇上升均勻形核所需的過冷度，F(xiàn)e為295℃、Ni為319℃，過冷度較大！形核率N與溫度（a）及過冷度（b）的關(guān)系均勻形核的形核率主要受過冷度的控制，然而，過冷度的影響卻是兩個矛盾的方面：A—常數(shù)約為1035；—約為10-2；

G*—臨界形核功隨過冷度增大，r*和△G*減小，有利于形核；形核率Nu58非均勻形核原理設一個晶核α，

在已有固相W

的平面上形成,L表示液相（如圖），晶核α的形狀是半徑為r的球冠，球冠底圓半徑為R此晶核形成時，自由能的變化為：

G=Gt+GS

（1）

?Gt—體積自由能變化（下降）

?Gs—表面自由能的變化（增加）晶核形成后，不僅增加了晶核α與液相L之間的(α-L)界面，而且還增加了一個晶核α與原固相W之間的(α-W)界面，但是，減少了一個與后者面積相同的(W–L)界面此晶核形成時，表面自由能的變化為：GS=AL

L+

AW

W—

AW

LW

（2）A—球冠表示面積；σ—單位界面能（用表面張力表示）非均勻形核示意圖r

LW

L2R

B非均勻形核原理設一個晶核α，在已有固相W的平面上形成,59晶體長大CrystalGrowth

晶核形成后，立即開始長大。晶體長大就是液相原子向固相轉(zhuǎn)移（擴散）的過程，即通過液體中單個原子或若干個原子同時依附（吸附）到晶體的表面上，并按照晶面原子排列的要求與晶體表面原子結(jié)合起來。

固-液界面的微觀結(jié)構(gòu)必然影響晶體的長大方式。

固-液界面處的溫度低于熔點一定值，即具有一定的過冷度，是晶體得以長大的必要條件。過冷度越大，晶體長大率度越快。晶體長大的方式和長大速率對金屬的結(jié)晶組織影響很大。晶體長大CrystalGrowth

晶核形成后，立即60光滑界面（小平面界面）：指固相表面為基本完整的原子密排面，固液兩相截然分開，從微觀上看界面是光滑的，但是從宏觀來看，界面呈鋸齒狀的折線。粗糙界面：在微觀上高低不平、粗糙，存在幾個原子厚度的過渡層，但是宏觀上看，界面反而是平直的。宏觀微觀微觀宏觀從微觀上劃分界面！光滑界面（小平面界面）：宏觀微觀微觀宏觀從微觀上劃分界面！61晶體長大方式和生長速率晶體長大也需要一定的過冷度。長大所需的界面過冷度稱為動態(tài)過冷度，用?Tk表示具有光滑界面的物質(zhì)，其?Tk約為1~2℃；具有粗糙界面的物質(zhì)，?Tk僅為0.01~0.05℃不同結(jié)構(gòu)類型的界面，具有不同的長大機制晶體長大方式和生長速率晶體長大也需要一定的過冷度。長大所需62二維形核螺位錯長大過冷度TK長大速度vg連續(xù)長大晶體長大機制比較

—長大速率vs過冷度二維形核螺位錯長大過冷度TK長大速度vg連續(xù)長大晶體長大機63結(jié)晶動力學約翰遜-梅爾Johnson-Mehl動力學方程：阿弗拉密Avrami方程：阿弗拉密方程，是描述結(jié)晶和固態(tài)相變中轉(zhuǎn)變動力學的唯象方程時間長大速率；形核率；已轉(zhuǎn)變晶核體積分數(shù)；----tvNgrj機制相關(guān)，取阿弗拉密指數(shù)，與相變常數(shù)；已轉(zhuǎn)變晶核體積分數(shù)；4~1---nkrj結(jié)晶動力學約翰遜-梅爾Johnson-Mehl動力64在正溫度梯度：平面式推進純金屬晶體的生長形態(tài)正溫度梯度示意圖負溫度梯度：樹枝狀生長負溫度梯度示意圖在正溫度梯度：平面式推進純金屬晶體的生長形態(tài)正溫度梯度示意圖65固溶體的凝固理論液態(tài)合金的凝固過程，除了遵循金屬結(jié)晶的一般規(guī)律外，由于第二組元的加入，溶質(zhì)原子要在液、固兩相中重新分布，這對合金的凝固方式和晶體的生長形態(tài)產(chǎn)生重要的影響，而且會引起宏觀偏析和微觀偏析正常凝固方程：在非平衡凝固過程中，固相質(zhì)量濃度隨凝固距離的變化規(guī)律—凝固距離—鑄錠長；—平衡分配系數(shù)；—最初結(jié)晶的液相質(zhì)量濃度（原合金質(zhì)量濃度）—非平衡凝固時固相質(zhì)量濃度xLks00rr固溶體的凝固理論液態(tài)合金的凝固過程，除了遵循金屬結(jié)晶66合金凝固中的成分過冷成分過冷：在合金凝固過程中，由于液相中溶質(zhì)分布發(fā)生變化而改變了凝固溫度（理論值），與界面前沿液體中的實際溫度產(chǎn)生過冷，稱為成分過冷形成條件：能否產(chǎn)生成分過冷及程度，取決于液-固界面前沿液體中溶質(zhì)濃度分布和實際溫度分布成分過冷、熱過冷的區(qū)別：熱過冷是液態(tài)金屬的實際溫度低于熔點Tm引起的過冷，成分過冷是合金凝固有別于純金屬凝固的主要特征合金凝固中的成分過冷成分過冷：在合金凝固過程中，由于液相中溶67鑄錠(件)三晶區(qū)的形成1.表層細晶區(qū)2.柱狀晶區(qū)3.中心等軸晶區(qū)鑄錠(件)三晶區(qū)的形成1.表層細晶區(qū)2.柱狀晶區(qū)3.中心68研究擴散的有兩種方法1、表象理論：根據(jù)所測量的參數(shù)描述物質(zhì)傳輸?shù)乃俾屎蛿?shù)量等（宏觀層面）菲克第一定律、菲克第二定律、達肯方程等

2、原子理論：擴散過程中原子是如何遷移的（微觀層面）擴散的微觀機制、影響因素原子層次分析等研究擴散的有兩種方法1、表象理論：根據(jù)所測量的參數(shù)描述物質(zhì)傳69菲克第一定律Fick’sfirstlaw菲克第一定律，只適合穩(wěn)態(tài)擴散的場合D—擴散系數(shù)(m2/s)；

—擴散物質(zhì)濃度；

—濃度梯度；“–”號—表示擴散方向為濃度梯度的反方向，即擴散組元由高濃度區(qū)向低濃度區(qū)擴散。1855年，菲克就提出了：擴散通量J與該截面處的濃度梯度成正比，也就是說，濃度梯度越大，擴散通量越大。數(shù)學表達式如下：菲克第一定律Fick’sfirstlaw菲克第一定律70是描述擴散速度的重要物理量，它相當于濃度梯度為1時的擴散通量，D值越大則擴散越快。遵循阿累尼烏斯Arrhennius方程：

對于固態(tài)金屬中的擴散，擴散系數(shù)D值都是很小。例如，1000℃時碳在γ-Fe中的擴散系數(shù)D僅為10-11m2/s數(shù)量級。固溶體中溶質(zhì)原子的擴散系數(shù)D是隨濃度變化，為了使求解擴散方程簡單些，往往近似地把D看作恒量處理。D0

—擴散常數(shù)(m2/s)，與溫度無關(guān)，主要決定于晶體結(jié)構(gòu)和原子振動頻率；Q—擴散激活能(J/mol)；R—氣體常數(shù)；T—擴散溫度(K)擴散系數(shù)是描述擴散速度的重要物理量，它相當于濃度梯度為1時的71一些純金屬的熔點和激活能類型金屬Tm/KQ(KJ·mol-1)bcc(堿金屬)RbKNaLi31233737145439.440.843.855.3bcc(其它金屬)β-TiCrTaW1933213032693683251.2308.6413.3641.0fccAlNiγ-FePt933172618052046142.0279.7284.1278.4hcpZn∥cZn⊥cMg∥cMg⊥c692922184.6176.9200.3279.7一些純金屬的熔點和激活能類型金屬Tm/KQ(KJ·mol-172柯肯達爾效應

—置換型固溶體中的擴散柯肯達爾Kirkendall效應：對于置換固溶體，即溶劑與溶質(zhì)原子半徑相差不大時，原子擴散時必須與相鄰原子作置換，兩者的可動性大致屬于同一數(shù)量級，須考慮溶劑和溶質(zhì)原子的不同擴散速率。這種不等量擴散現(xiàn)象稱為柯肯達爾效應。達肯Darken方程：柯肯達爾效應的唯相解析，仍具有菲克第一定律的形式，即：—互擴散系數(shù)，來代替兩種原子的擴散系數(shù)D1、D2J1、J2—為兩種原子的擴散通量，兩者方向相反x1、x2—分別代表兩種原子在合金中的摩爾分數(shù)柯肯達爾效應

—置換型固溶體中的擴散柯肯達爾Kirken73菲克第二定律Fick’ssecondlaw對于非穩(wěn)態(tài)擴散，要應用菲克第二定律實際上，大多數(shù)擴散過程都是在非穩(wěn)態(tài)條件下進行在非穩(wěn)態(tài)擴散過程中，在距離x處，濃度隨時間的變化率

等于該處的擴散通量J

隨距離變化率

的負值，即：將

代入，得菲克第二定律的數(shù)學表達式：若擴散系數(shù)D與濃度

無關(guān)，則簡化為：偏微分方程！菲克第二定律Fick’ssecondlaw對于非穩(wěn)態(tài)74菲克第二定律的實際應用

一端成分不受擴散影響的擴散體原始碳濃度為

0

的滲碳零件，可作為半無限長的擴散體，遠離碳源的一端的碳濃度為

0，碳源（滲碳氣氛）濃度為

s，擴散時間為t，滲層深度x，擴散系數(shù)為DX=0

碳源

s零件

0碳濃度

s

0距離（滲層深度）x0初始條件：t=0，x

0，=

0邊界條件：t>0，x=0，=

s

x=

，=

0則濃度

(x,t)可表示為（求解過程見講義）：t∝x2D·t=常數(shù)菲克第二定律的實際應用

一端成分不受擴散影響的擴散體75擴散的熱力學分析下坡擴散：菲克第一定律描述了物質(zhì)從高濃度向低濃度擴散的現(xiàn)象，擴散的結(jié)果導致濃度梯度的減小，使成份趨于均勻上坡擴散（逆向擴散）：物質(zhì)也可能從低濃度區(qū)向高濃度區(qū)擴散，擴散的結(jié)果提高了濃度梯度擴散的驅(qū)動力：并不是濃度梯度，而擴散前后自由能之差（化學勢梯度）擴散的熱力學分析下坡擴散：菲克第一定律描述了物質(zhì)從高濃度向低76固態(tài)擴散的分類

化學擴散、互擴散interdiffusion：依賴于濃度梯度的擴散包括：原子擴散、反應擴散、上坡擴散、下坡擴散

自擴散self-diffusion：僅由熱振動而產(chǎn)生擴散，不依賴于濃度梯度的擴散互擴散、自擴散的區(qū)別：在于擴散前后是否有濃度的變化，有濃度變化則為互擴散（化學擴散），無濃度變化則為自擴散固態(tài)擴散的分類化學擴散、互擴散interdiffusio77擴散機制Diffusionmechanisms

—擴散原子理論擴散機制，就是擴散原子在晶體點陣中遷移的具體方式包括：

1、交換擴散（exchangediffusion）2、間隙擴散（interstitialdiffusion）3、空位擴散（vacancydiffusion）4、晶界及表面擴散（grainboundaryorsurfacediffusion）5、位錯擴散（dislocationdiffusion）擴散機制Diffusionmechanisms

—擴散78第四章凝固與擴散（思考題及答案）1、金屬液體在熔點溫度保溫，則a需要很長時間才能結(jié)晶；

b到熔點溫度就會結(jié)晶；

c永不結(jié)晶。答案：（c）在熔點保溫，就是沒有過冷。2、下述哪些現(xiàn)象結(jié)晶時出現(xiàn)？

a在低于熔點的溫度下結(jié)晶才能進行；

b結(jié)晶時有熱量放出；

c液態(tài)金屬冷卻到熔點時就開始結(jié)晶。 答案：（a,b）3、形成臨界晶核時需要的形核功由什么提供？

a由外界加熱提供；

b由能量起伏提供；

c由體積自由能提供。 答案：（b）根據(jù)形核功的概念可知4、臨界晶核有可能繼續(xù)長大，也有可能消失（熔化）。

a

是

b

否 答案：(a)因為臨界晶核形成時能量增大到最高，此時無論晶核繼續(xù)長大，還是減小，都可以使能量降低，所以都是自發(fā)過程。故這兩種可能都存在。5、在相同過冷度的條件下，（下述說法哪些正確？）（多選）

a非均勻形核比均勻形核的形核率高；

b均勻形核與非均勻形核具有相同的臨界晶核半徑；

c非均勻形核比均勻形核的形核功??；

d非均勻形核比均勻形核的臨界晶核體積小。 答案：（a，b，c，d）6非均勻形核時，θ角越小，形核越容易。這是因為（下述說法哪些正確？）（多選）

a臨界晶核的體積和表面積越小；

b形核需要的過冷度越小；

c需要的形核功越小。 答案：（a，b，c）第四章凝固與擴散（思考題及答案）79

7、在負的溫度梯度下，晶體生長以平面狀前推進。(單選)

a是

b否

c不能確定 答案：（b）在負溫度梯度下，液-固界面呈樹枝狀向液相一方推進。因為前方具有更大的過冷度8、形核率越高、晶體生長速率越小，最后得到的晶粒越細小。(單選) a是

b否

c不能確定 答案：（a）一個晶核長成一個晶粒，所以形核率越高，單位體積晶體中的晶粒數(shù)量越多，單個晶粒就越小；晶體生長越慢，一個晶粒能夠長大的程度就越小，同時，新的晶核也會不斷出現(xiàn)，因此晶粒數(shù)越多，晶粒越細小。9、快速凝固技術(shù)能獲得的新材料有：非晶態(tài)合金，超細晶態(tài)金屬或合金。 a是

b否

答案：（a）非晶態(tài)合金，超細晶態(tài)金屬或合金的制取需要快速冷卻。10、單向凝固要求不僅具有正溫度梯度，而且溫度梯度要很大。 a是

b否 答案：（a）正溫度梯度，而且溫度梯度要很大，這是保證液-固界面以平面狀態(tài)向前推進的必要條件，也是實現(xiàn)單向凝固的技術(shù)關(guān)鍵。11、制取單晶體的技術(shù)關(guān)鍵是保證液體結(jié)晶時只有一個晶核。

a是

b否 答案：（a）12、對于濃度不均勻的固溶體中的擴散，溶質(zhì)原子的擴散屬于互擴散，溶劑（基體）原子的擴散則屬于自擴散。 a是

b否 答案：（b）由于不均勻的固溶體中的擴散伴有濃度變化，無論是溶劑還是溶質(zhì)原子的擴散都屬于互擴散。13、在穩(wěn)態(tài)擴散過程中，擴散組元的濃度C只隨距離x變化，而不隨時間t變化。 a是

b否 答案：（a）這就是穩(wěn)態(tài)擴散的定義。14、在非穩(wěn)態(tài)擴散過程中，擴散組元的濃度C也是只隨距離x變化，而不隨時間t變化。 a是

b否 答案：（b）在非穩(wěn)態(tài)擴散過程中，擴散組元的濃度C不只是隨距離x變化，而且也隨時間t變化。

7、在負的溫度梯度下，晶體生長以平面狀前推進。(單選)8015、擴散系數(shù)D是描述擴散速度的重要物理量，D值越大則擴散越慢。 a是

b否 答案：（b）擴散系數(shù)D值越大，擴散越快。16、已知Mg(鎂)在Al(鋁)中的擴散常數(shù)D0=1.2×10-4m2/s，擴散激活能Q=131000J/mol,

500℃時擴散系數(shù)D=1.8×10-13m2/s，問400℃時Mg在Al中的擴散系數(shù)D是多少？

a

8.1×10-15m2/s

b

1.8×10-13m2/s

c

2.8×10-11m2/s 答案：（a）17、怎樣理解擴散原子對基體造成的晶格畸變越大，擴散則越容易。（單選） a擴散原子具有更低的能量，需要的擴散激活能變大，擴散系數(shù)變小，所以擴散容易； b擴散原子具有更高的能量，需要的擴散激活能變小，擴散系數(shù)變大，所以擴散容易； c基體原子具有更高的能量，造成的勢壘變小，擴散系數(shù)變小，所以擴散容易。 答案：（b）18、在相同的溫度下，碳在α-Fe中的擴散比在γ-Fe中的擴散更容易，速度更快。這主要是因為, a碳原子在α-Fe中固溶造成的晶格畸變更大; b其它合金元素的影響所致； c溫度對擴散系數(shù)的影響所致。 答案：（a）15、擴散系數(shù)D是描述擴散速度的重要物理量，D值越大則擴散越81第五章形變與再結(jié)晶1、概念應力、應變、應力－應變曲線、滯彈性、彈性模量、泊松比、屈服強度、抗拉強度、塑性、滑移、孿生、滑移帶、臨界分切應力、加工硬化、柯氏氣團、形變織構(gòu)、殘余應力、金屬強化機制、斷裂（脆性、延性）、回復、再結(jié)晶、多邊化、二次再結(jié)晶、弓出形核。2、計算、分析、判斷形變相關(guān)物理量計算、相關(guān)機理分析判斷。第五章形變與再結(jié)晶1、概念82晶體的塑性變形

—單晶體變形的微觀過程

彈性變形－外力克服單晶原子間的鍵合力，使原子偏離其平衡位置，試樣開始伸長

晶面滑移－當外力大于屈服極限后，沿單晶的某一特定晶面原子的產(chǎn)生相對滑移。隨應力的增加，發(fā)生滑移的晶面增加，塑性變形量加大。單晶體的塑性變形，主要通過滑移，還有孿生、扭折等晶體的塑性變形

—單晶體變形的微觀過程單晶體的塑性變形，主83滑移系=滑移面+滑移方向宏觀起始屈服強度取向因子臨界分切應力滑移系=滑移面+滑移方向宏觀起始取向因子臨界分切應力84滑移的位錯機制

—點陣阻力（派-納力）實測晶體滑移的臨界切應力，較理論計算低3~4個數(shù)量級，表明晶體滑移是借助位錯在滑移面上運動而逐步實現(xiàn)的晶體滑移需克服點陣阻力，由派爾斯R.Peierls和納巴羅F.R.N.Nabarro首先估算了此阻力，即派-納力

N-P，相當于簡單立方晶體中使刃形位錯運動所需的臨界分切應力：d—滑移面的面間距；b—柏氏矢量（滑移方向上的原子間距）；

—泊松比；—位錯寬度滑移的位錯機制

—點陣阻力（派-納力）實測晶體滑移的臨界85滑移與孿生變形的主要區(qū)別

孿生通過晶格切變使晶格位向改變，使變形部分與未變形部分呈鏡面對稱；而滑移不引起晶格位向改變

孿生時，相鄰原子面的相對位移量小于一個原子間距；而滑移時滑移面兩側(cè)晶體的相對位移量是原子間距的整數(shù)倍

孿生所需要的臨界切應力比滑移大得多，變形速度大得多，接近聲速

孿生可在位錯滑移受阻時調(diào)整晶體的變形能力孿生變形滑移滑移與孿生變形的主要區(qū)別孿生通過晶格切變使晶格位向改變，使86晶界的影響：晶界上原子排列不規(guī)則、點陣畸變、兩側(cè)滑移方向和滑移面不一致，因此，室溫下晶界對滑移具有阻礙效應。位錯在晶界處的位錯塞積效應抑制了位錯源的開動。晶體的塑性變形

—多晶體增加了多晶體金屬的宏觀塑性變形抗力晶界的影響：晶體的塑性變形

—多晶體增加了多晶體金屬的宏觀87金屬的強化機制：與約束和釘扎位錯的滑移有關(guān)1、固溶強化：柯氏Cotrell氣團2、加工硬化：冷加工程度，3、細晶強化：4、彌散強化：Hall-Petch公式金屬的強化機制：與約束和釘扎位錯的滑移有關(guān)1、固溶強化：柯氏88ColdworkRecoveryRecrystallizationGraingrowth冷變形金屬的加熱

—組織變化回復：晶粒的形態(tài)、大小與變形態(tài)相同，但亞結(jié)構(gòu)、性能已有變化再結(jié)晶：出現(xiàn)無畸變的等軸晶粒，逐步取代變形晶粒晶粒長大：再結(jié)晶結(jié)束后的晶粒繼續(xù)長大ColdworkRecoveryRecrystalliza89冷變形金屬的加熱

—性能變化—強度和硬度：回復階段變化小；再結(jié)晶階段變化大(與位錯密度有關(guān))—電阻：回復階段已有大的變化(與點缺陷有關(guān))

—內(nèi)應力：回復階段消除大部或全部內(nèi)應力；再結(jié)晶階段全部消除微觀內(nèi)應力

—亞晶粒尺寸：回復階段變化??；接近再結(jié)晶時，顯著增大—密度：再結(jié)晶階段急劇增高(缺陷減少)

—儲存能的變化：再結(jié)晶階段釋放多

冷變形金屬的加熱

—性能變化—強度和硬度：90回復Recovery現(xiàn)象：除內(nèi)應力大大減少外，在光學顯微鏡下看不到金相組織的變化。在電子顯微鏡下觀察，點缺陷有所減少，位錯在形態(tài)上也有變化，但數(shù)量沒有明顯減少回復階段退火的作用：—提高擴散

—促進位錯運動—釋放內(nèi)應變能回復退火產(chǎn)生的結(jié)果：—電阻率下降—硬度、強度下降不多—降低內(nèi)應力回復Recovery現(xiàn)象：除內(nèi)應力大大減少外，在光學顯微鏡91再結(jié)晶Recrystallization現(xiàn)象：顯微組織重新改組的過程，原來的晶粒全部被新的小晶粒

所代替，基本消除加工硬化的影響驅(qū)動力：變形金屬經(jīng)回復后未被釋放的儲存能（相當于變形總儲能的90%）過程：再結(jié)晶的形核和長大過程特點：無晶體結(jié)構(gòu)、化學成分的變化，不是相變；新晶粒長大通過短程擴散；再結(jié)晶程度依賴于溫度和時間冷變形金屬加熱到一定溫度后，在原變形組織中重新產(chǎn)生了無畸變的等軸新晶粒，性能發(fā)生明顯的變化、并恢復到變形前狀況的過程再結(jié)晶Recrystallization現(xiàn)象：顯微組織重新92再結(jié)晶形核模式

—晶界弓出形核（應變誘導晶界移動、凸出形核）

—亞晶合并機制

—亞晶遷移機制

再結(jié)晶形核模式

—晶界弓出形核（應變誘導晶界移動、凸出93再結(jié)晶溫度定義1：一般以顯微鏡中出現(xiàn)第一顆新晶粒的溫度，或硬度下降50%所對應的溫度定義2：工業(yè)上通常以經(jīng)過大變形量（70%以上）的冷變形金屬，經(jīng)1小時退火完成再結(jié)晶（轉(zhuǎn)變量大于95%）所對應的溫度再結(jié)晶溫度：一定條件下，冷變形金屬開始進行再結(jié)晶的最低溫度

通常再結(jié)晶溫度在(0.35~0.5)Tm，最高可達0.7Tm再結(jié)晶溫度定義1：一般以顯微鏡中出現(xiàn)第一顆新晶粒的溫度，或硬94晶粒長大晶粒長大：再結(jié)晶結(jié)束后，材料通常得到細小等軸晶粒，若繼續(xù)提高加熱溫度或延長加熱時間，引起晶粒進一步長大的現(xiàn)象驅(qū)動力：總晶界能的降低按特點分類：—正常長大：大多數(shù)晶粒幾乎同時逐漸均勻長大—異常長大：少數(shù)晶粒突發(fā)性的不均勻長大晶粒長大晶粒長大：再結(jié)晶結(jié)束后，材料通常得到細小等軸晶粒，95再