材料科学基础.docx

1 混合位错 ：滑移矢量既不平行也不垂直于位错线，而与位错线相交成任意角度，这种位 错称为混合位错位错线是已滑移区与未滑移区的边界线2 扭折—形成的曲折线段在滑移面上3 割阶—曲折线段垂直于位错的滑移面4 单位位错：实际晶体中，柏氏矢量等于单位点阵矢量的位错5 全位错：实际晶体中，柏氏矢量等于点阵矢量或其整数倍的位错，全位错滑移 后晶体原子排列不变6 不全位错：实际晶体中，柏氏矢量不等于点阵矢量整数倍的位错7 堆垛层错：实际晶体结构中，密排面的正常堆垛顺序有可能遭到破坏和错排， 称为堆垛层错，简称层错8 位错反应:将位错之间的相互转化（即柏氏矢量的合成与分解）称为位错反应 所有自发的位错反应必须满足以下两个条件： （重点）（1） 几何条件：工bb=Z ba（2） 能量条件： 工|b |2 ＞工|b |29扩展位错：扩展位错“的宽度与晶体的单位面积层错能Y成反比，与切变模量G成正比 铝的层错能很高，扩展位错的宽度很窄10根据相邻晶粒之间位向差0角的大小不同可将晶界分为两类：① 小角度晶界 ②大角度晶界11弹性变形的主要特征：（ 1 ）弹性变形可逆（2） 符合虎克（Hooke）定律：在正应力下，O = E£ 在切应力下，T = Gy（3） 材料的最大弹性变形量随材料的不同而异。

12 包申格效应:材料经预先加载产生少量塑性变形后（＜4%），同向加载，材料的弹性极限 升高，反向加载下降的现象13弹性后效:在弹性极限O e范围内，应变滞后于外加应力，并和时间有关的现象称为弹 性后效或滞弹性14弹性滞后:由于应变落后于应力，在O七曲线上使加载线与卸载线不重合而形成一封闭 回线，称之为弹性滞后15 霍尔一佩奇（Hall-Petch）公式：°% 疔"+ K" J16 应变时效：当退火状态的低碳钢拉伸到超过屈服点发生少量塑性变形后（曲线 a）卸载，然后立即 即重新加载拉伸，则可见其拉伸曲线不再出现屈服点（曲线b），此时试样不会发生屈服像 17再结晶：出现无畸变的等轴新晶粒逐步取代变形晶粒的过程；*18 再结晶温度：冷变形金属开始进行再结晶的最低温度称为再结晶温度19 加工硬化：金属材料经冷加工变形后，强度指标显著提高，塑性指标明显下降的现象20产生成分过冷的临界条件（G、R、m、D） *G mw 1 一 k＜ 0 0R D k21铸锭（件）的宏观组织a.表层细晶区b.柱状晶区c中心等轴晶区22 纤维组织： 当变形量很大时，晶粒变的模糊不清，晶粒已难以分辨而呈现出一片如纤 维状的条纹。

23偏析:偏析是指化学成分的不均匀性 宏观偏析:宏观偏析按其所呈现的不同现象又可分为正常偏析、反偏析和比重偏析3 类 显微偏析：显微偏析可分为胞状偏析、枝晶偏析和晶界偏析3 种24缩孔：熔液浇入锭模后，与型壁接触的液体先凝固，中心部分的液体则后凝固由于多 数金属在凝固时发生体积收缩，使铸锭（件）内形成收缩孔洞，或称缩孔缩孔可分为集中缩孔和分散缩孔两类，分散缩孔又称疏松 集中缩孔:（增加冒口来消除） 一般控制在钢锭或铸件的冒口处，然后加以切除 冒口：在铸型内储存供补缩铸件用的熔融金属的空腔，称为冒口，也指该空腔中充填的金属 冒口的主要作用是补给铸件凝固收缩所需要的金属，避免产生缩孔，有时也起排气集渣的作 用25肖特基缺陷 ：迁移到晶体表面或内表面的正常结点位置上，而使晶体内部留下空位26 弗仑克尔缺陷：挤入点阵的间隙位置，而在晶体中同时形成数目相等的空间和间隙原子1简述刃型位错和螺型位错的结构特点： 刃型位错的结构特征:（1）有一额外的半原子面；（2）可理解为已滑移区与未滑移区的边界线，可是直线，也可是折线和曲线，但它们必与滑 移方向和滑移矢量垂直（3）只能在同时包含有位错线和滑移矢量的滑移平面上滑移；（4）位错周围点阵发生弹性畸变，有切应变，也有正应变；（5）在位错线周围的过渡区（畸变区）每个原子具有较大的能量。

螺型位错的结构特征（1）无额外的半原子面，原子错排呈轴对称；（2）根据位错线附近呈螺旋型排列的原子的旋转方向不同，分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，位错线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；（5）位错周围点阵也发生弹性畸变；（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小2 孪生的特点：（1）孪生变形也是在切应力作用下发生的，孪生所需的临界切应力远大于滑移2）孪生是一种均匀切变3）孪晶的两部分晶体形成镜面对称的位相关系 3何谓枝晶偏析和晶界偏析？影响枝晶偏析和晶界偏析程度的主要因素分别有 哪些？* 枝晶偏析：枝晶偏析是由非平衡凝固造成的，这使先凝固的枝干和后凝固的枝干间的成分不 均匀合金通常以树枝状生长，一棵树枝晶就形成一颗晶粒，因此枝晶偏析在一个晶粒范围 内，故也称为晶内偏析影响枝晶偏析因素：凝固速度越大，晶内偏析越严重；偏析元素在固溶体中的扩散能力越小， 则晶内偏析越大；凝固温度范围越宽，晶内偏析也越严重晶界偏析：晶界偏析是由于溶质原子富集（ko〈l）在最后凝固的晶界部分而造成的 影响晶界偏析因素：溶质含量越高，偏析程度越大；非树枝晶长大使晶界偏析的程度增加， 也就是说枝晶偏析可减弱晶界的偏析；结晶速度慢使溶质原子有足够的时间扩散并富集在液 -固界面前沿的液相中，从而增加晶界偏析程度。

4三元相图的基本特点：（1）完整的三元相图是三维的立体模型2）三元系中可以发生四相平衡转变3）除单相区及两相平衡区外，三元相图中三相平衡区也占有一定空间 5相区接触法则：相邻相区的相数差 1（点接触除外）， 任何单相区总是和二相区相邻；二相区不是和单相区相邻，就是和三相区相邻；而四相区一 定和三相区相邻对于立体图，只能根据相区接触的面，不能根据相区接触的线或点来判断；对于截面图，只 能根据相区接触的线，不能根据相区接触的点来判断根据相区接触法则，除截面截到四相平面上的相成分点（零变量点）外，截面图中每个相界 线交点上必定有四条相界线相交6 位错绕过机制（不可变形） *不可变形粒子的强化作用（弥散强化型合金中第二相粒子）？根据位错理论「迫使位错线弯曲到曲率半径为K时所需的切应丈］小百_ GbT~ 2R此时由于R= X也 所以位错线弯曲到该状态所需的切应力 ”—色 心4 r~~T不可变形粒子的强化作用与粒子间距X成反 比，即粒子趣多，粒子间距越小，强化作用越 明显口减小粒子尺寸或提高粒子的陳积分数都会昙致合金强度提高.中7 位错切过机制（可变形） 可变形微粒（沉淀相粒子）的强化作用： 当第二相粒子为可变形微粒时，位错将切过粒子使之随同基体一起变形 可变形粒子的强化机理：① 位错切过颗粒出现新表面，能量增加。

② 位错切过有序结构颗粒时出现反相畴界，引起能量升高③ 颗粒与基体点阵常数不同使滑移面原子错排④ 颗粒基体共格半共格界面的弹性应力场⑤ 颗粒基体滑移面取向不同产生割阶⑥ 颗粒基体层错能不同影响扩展位错宽度，引起能量升高8滑移* （滑移面、方向、结构、FCC、BCC、常见的）滑移面；滑移方向往往是金属晶体中原子排列最密的晶面和晶向 （为什么？）（重要）因为原子密度最大的晶面其面间距最大，点阵阻力最小，因而容易沿着这些面发生滑移；至 于滑移方向为原子密度最大的方向是由于最密排方向上的原子间距最短，即位错b最小滑移方向<110>滑移方向<111>滑移方向<1120>FCC：Cu，Al，Ni，Pb，Au，Ag r-Fe 滑移面：{111}BCC:a-Fe,W,Mo,黄铜 滑移面：{110}HCP： Cd，Zn，Mg，Ti，Be 滑移面： {0001}9屈服现象（什么是屈服，产生的原因？柯氏气团、增殖理论两者考其一） 屈服现象：当拉伸试样开始屈服时，应力随即突然下降，并在应力基本恒定的情况下继续发 生屈服伸长，所以拉伸曲线出现应力平台区开始屈服与下降时所对应的应力值分别为上、 下屈服点在发生屈服延伸阶段，试样的应变是不均匀的。

当应力达到上屈服点时，首先， 在试样的应力集中处开始塑性变形，并在试样表面产生一个与拉伸轴约成45°交角的变形 带—吕德斯带，于此同时，应力降到下屈服点随后，这种变形带沿试样长度方向不断形成 与扩展，从而产生拉伸曲线平台的屈服伸长其中，应力的每一次微小波动，即对应一个新 变形带的形成当屈服扩展到整个试样标距范围时，屈服延伸阶段就告结束 定义：材料在拉伸或压缩过程中，当应力超过弹性极限后，变形增加较快，材料失去 了抵抗继续变形的能力 当应力达到一定值时，应力虽不增加（或在微小范围内波动） ， 而变形却急速增长的现象，称为屈服Cottrell 气团理论： 在固溶体合金中，溶质原子或杂质原子可以与位错交互作用而形成溶质原子气团，即所谓的 Cottrell 气团，对位错有“钉扎作用”位错要运动，必须在更大的应力作用下才能挣脱 Cottrell 气团的钉扎作用而移动，这就形成了上屈服点；而一旦挣脱之后，位错的运动就 比较容易，因此应力减小，出现了下屈服点和水平台位错增殖理论：书上 P184水平截面（等温截面） 三元相图中的温度轴和浓度三角形垂直，所以固定温度的截面图必定平行于浓度三角形 垂直截面（变温截面） 固定一个成分变量并保留温度变量的截面，必定与浓度三角形垂直。

直线法则（三点共线原则） 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Aa 一 Ab Ao - Ab1 1 = 1 1Aa 一 Ab Ao 一 Ab2 2 2 2杠杆定律_ A0] — Ao】 o[枷 _ obWa — Abi 一 Aa i 一 a 1ab。