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第一章1晶体：按一定规律呈周期性排列的固体（格子；有固定熔点；各向异性）2晶体结构==空间点阵（晶格）+结构基元（原子或原子集团）3晶胞：反映晶体周期性和对称性的最小单元4布拉菲点阵：依据晶胞参数把晶体划分为7类（7个晶系共14种点阵）5晶面指数（hkl）：截距的倒数比(晶面族：±h，k，l)晶向指数（uvw）：坐标轴的比（晶向族：±u，v，w进行组合排列）注：[hkl]晶向是（hkl）晶面的法向；即[hkl]⊥（hkl）[uvw]晶向平行于晶面(hkl)时必满足：hu+kv+lw=06晶面间距：d=a/√(h²+k²+l²)晶面指数低的晶面间距大若体心立方h+k+l=奇数；面心立方hkl不全为奇数或不全为偶数时，间距除以27晶面夹角：晶向夹角：8晶带定理：hu+kv+lw=0（晶带轴[uvw]；晶带所在面（hkl）9点阵常数（a=晶胞的边长）：体心立方r=√3/4a；面心立方r=√2/4a致密度K：晶胞中原子所占的体积分数配位数CN：最近邻并且等距的原子数fcc晶胞中有4个原子；原子紧密排列面（111）；密排方向110；K=0.74；配位数为12bcc晶胞中有2个原子；原子紧密排列面（110）；密排方向111；K=0.68；配位数为8hcp晶胞中有6个原子；原子紧密排列面（0001）；密排方向1120；K=0.74；配位数1210面心立方堆积：ABCABC.....；六方密堆积ABAB....八面体间隙：fcc（4正r=0.146a）；hcp（6正r=0.146a）；bcc（6扁r=0.067a）四面体间隙：fcc（8r=0.0794a）；hcp（12r=0.0794a）；bcc（12r=0.126a）；应用：用间隙的内容解释γ-Fe溶碳能力大于α-Fe的原因？虽bcc致密度小于fcc，但间隙分散，每个间隙相对体积小，因此bcc可能掺入杂质和溶质原子的数量小于fcc（γ-Fe是fcc结构；α-Fe是bcc结构）11晶体缺陷：原子排列偏离完整性的区域A点缺陷（内能升高↓、熵值增大↑）：原子热振动使部分原子获得足够高的能量能够克服约束，迁移到新的位置，形成空位（弗伦克尔缺陷和肖基特缺陷）、间隙原子、置换原子。空位平衡浓度：C=n/N=Aexp(-∆E/KT)n:平衡空位数N:点阵总数（C与T呈指数关系，T大C大；空位形成能E大C小）B线缺陷：原子面整体滑移（产生位错）【位错与空位不同，位错是不稳定的】位错：刃型位错（垂直，上压小下张大）、螺型位错（平行，左逆右顺）、混合位错（刃+螺）伯式矢量：b=a/n[uvw]=a/n√(u²+v²+w²)位错密度：单位体积内位错线的总长度ρ=L/V=n/A（L晶体长度,n位错线数,A晶体截面积）位错的形式：滑移（原子在位错面位移导致永久变形）攀移（热缺陷即高温位错线在滑移面方向的运动导致空位或间隙原子的变化）位错的滑移特点：刃型位错滑移方向与外力及伯式矢量平行，正负位错滑移方向相反；螺型位错滑移方向与外力及伯式矢量垂直，左右螺型位错滑移方向相反；晶体的滑移方向与外力及位错的伯式矢量相一致，与位错的滑移方向不同位错的攀移的实质是多余半原子面的伸缩（螺型位错无攀移）；是非守恒运动（温度正应力）位错的应力场：螺型位错：只有切应力，与r成反比与G、b成正比与θ无关切应力轴对称刃型位错：滑移面只有切应力；与r成反比与G、b成正比位错的应变能：E=aGb²且R↑E↑；晶体中最易形成螺型位错；位错有伸直趋势位错的受力：线张力：表示单位长度位错线所需能量；在数值上等于位错应变能T=KGb²（位错受力弯曲时，单位长度位错线弯曲所需外力f=T/R=KGb²/R）外力场受力：单位长度位错线上的力F=τb（位错越弯曲所需τ=Gb/2R越大）位错相互作用力：同向斥力反向引力；该力绝对值与b矢量模正比与距离反比位错的生成途径：液态金属凝固；过饱和空位转化；局部应力集中位错的增殖机制：F-R源（弗兰克-瑞德源）；两端固定（只有ττmax才起增殖）作用）位错交割：与其他该滑移面上的位错交割，并留下一个和自身b相同的一段位错，同时使位错发生弯折，形成割阶（刃型位错割阶硬化效应：不因张力消失）或扭折（弯结）实际b：全位错（滑移后晶体原子排列不变）和不全位错（面心立方存在肖克莱和弗兰克）堆垛层错：是一种低能量层错位错反应：满足几何条件（守恒性）；能量条件（反应后反应前）共价晶体和离子晶体的位错：可动位错少；位错运动阻力大C面缺陷：晶界（位错界面）：小角度晶界（对称倾斜晶界）和大角度晶界（重合位置点阵CSL、O点阵模型、DSC点阵模型）晶界能：形成单位面积界面时，系统的自由能变化晶界的特性：内吸附（存在降低界面能的异类原子，向晶界偏聚）；晶界上的原子扩散速率大于晶粒内部；常温对位错起阻碍作用；优先腐蚀；大角度晶界迁移速率最大；固态相变优先在母相上形核孪晶界：相界：不同晶体结构的两相第二章固体中的相结构A固熔体（有序）：熔剂+熔质形成均匀混合的固态熔体基体相特点：均匀的单相组织；保持熔剂的晶格类型但点阵常数变化；固熔强化（元素，强度、硬度；导电率升高，电阻温度系数降低。（短程有序转变为长程有序；微观（原子尺度）不均匀，宏观均匀；）分类：熔质原子位置：置换固熔体[(固熔度分无限和有限)和原子排列的有序性(无序和有序)]间隙固熔体（有限固熔体）；基体类型：一次固熔体(即端际固熔体:以纯金属为基体）和二次固熔体(以金属化合物a置换固熔体：H-R三大经验定律：熔质熔剂原子相对半径差比超过14~15%，则固熔体极为有限；熔质熔剂的电化学性质要相近；两个给定元素的相互固熔度与各自的原子有关影响置换固熔体固熔度因素：原子尺寸（主要因素）；电负性因素（化学亲和力）；电子浓度（原子价）；晶体结构（相同，熔解度大）形成无限固熔体必要条件：晶格类型相同；原子半径差8~14%；两组元性质相近b间隙固熔体：熔质原子分布于熔剂晶格间隙（有限固熔体）固熔体结构性能特点：保持熔剂的点阵类型；微观不均匀存在偏聚或短程有序；点阵产畸变B金属间化合物：A+B形成晶体结构与A、B均不同的新相作强化相特点：晶格类型不同的新相；具有金属特性；可用化学式表示；熔点和硬度高，塑性差控制中间相性质的因素：电负性（即化学亲和力，电负性相差大易形成金属化合物）；电子浓度（C↑易形成化合物，C↓易形固熔体）；原子尺寸（∆r↑易形中间相，∆r↓易形固熔体分类：正常价化合物（电负性，不熔，NaCl或CaF₂）、电子化合物（电子浓度，可熔）、间隙化合物（间隙相）拓扑密堆积（TCP相）（原子尺寸，强化相，可熔）C陶瓷晶体相：晶体相是陶瓷的基本相；氧化物和硅酸盐结构最重要；离子化合物含有限硅酸盐岛状的分类：含孤立有限硅氧烷、含成对有限硅氧烷和环状有限硅氧烷D玻璃相：粘度（内部条件）；冷却速度（外部条件）E分子相：固体中分子聚集状态（决定分子固体的微观结构）高分子材料（聚合物）：线性和体型、热塑性（多次反复，物理变化）和热固性（不可逆）第三章凝固1金属结晶过程：形核----长大过程形核有孕育期；已有晶核不断长大，新晶核不断形成；晶核相遇后停止长大，所有液态金属消耗完后结晶完成，得到晶粒组织。2纯金属冷却曲线：结晶温度：Tm和Tn（实际结晶温度略低于理论结晶温度即熔点）平台的形成：材料结晶潜热的释放等于外界的散热；相律f=C-P+13过冷现象：纯金属开始结晶温度总低于理论结晶温度的现象过冷度：∆T=Tm—Tn（金属结晶必要条件；∆T↑Tm↓；对形核-长大有影响）区别：过冷度、临界过冷度、动态过冷度5金属结晶基本条件：过冷度（相变驱动力）；结构起伏（相起伏，晶胚；能量起伏（）6形核：形核驱动力（体积自由能）；结晶阻力（表面自由能）均匀：在均匀母相中完全依靠过冷液体中的相起伏和能量起伏实现的形核（困难）非均匀：依附在液体中的外来固体表面形成晶核（容易）7临界形核：半径为的晶胚，为临界晶核半径（与过冷度成反比）临界形核功A：过冷度↑，临界形核功↓，形成临界晶核时所需能量起伏↓，晶胚成核率↑临界过冷度：与交点（∆T∆T,晶胚融化；∆T∆T,晶胚长大8形核率N：单位时间、单位体积内形成的晶核数目影响因素：晶胚出现的几率（具有临界晶核尺寸并能克服临界晶核形成功；∆T↑几率增大）；液相原子克服能垒Q扩散至晶胚表面的几率（扩散激活能）总的形核率10有效过冷度∆Tp≈0.2Tm11非均匀形核：所需过冷度远小于均匀形核；形核率通过最大值之后有下降（原因：可供形核的杂质基底面积减少至消失）；杂质→润湿角（凹易形核，形核剂）12晶体的长大实质：向液相推进(宏观)；迁移至晶体表面原子数量脱离晶体原子数量长大条件：动态过冷度；合适晶核表面结构长大方式：粗糙界面（垂直长大方式）和平滑界面（横向长大方式）a二维晶核台阶生长机制：需形核功大，不易形核；侧向生长容易；生长不连续，速度慢）b晶体缺陷台阶生长机制：利用缺陷不需形核功；侧向连续生长(光滑界面∆T大于粗糙界面)长大形态：取决于界面结构类型和界面前沿温度分布平面状长大形态（平直推进）正温度梯度+粗糙界面、正温度梯度+平滑界面锯齿状树枝状长大形态（负温度梯度+粗糙界面、负温度梯度+光滑界面（带小平面）树枝状具有特定方向性；枝臂间距：邻近两根二次轴中心线的距离13聚合物凝固的特点：结晶不完全；不完善性；结晶速度慢15凝固理论应用：铸态晶粒的控制：晶粒度：取决于形核率和长大速率；标准晶粒度分八级↓a细化晶粒的措施：提高过冷度(降低浇注的温度，采用金属膜)；孕育（变质）处理（加入形核剂）；附加振动b单晶体的制备：由一个晶粒构成的晶体；一个晶核，材料必须纯净，结晶速度极慢方法：尖端形核法、提拉法（主要，籽晶）C定向凝固技术：关键是单向散热柱状晶d急冷凝固技术：非晶态金属（玻璃金属）：冷却速度极快(冷却条件)；晶化温度Tc（Tc结晶）任何使Tg提高的因素都能促进非晶化；方法：熔体拖拉法、平面铸造法第四章相图1相律：f=C–P+n热力学平衡条件下，系统的组元数、相数和自由度数之间的关系。物种数S：组成一个热力学体系的纯化学物质的种类数目称为体系的物种数，常用符号为S。组元数C：一个平衡体系中各相的组成所需的最少数目的独立物质种类数叫独立组分数组元数就是在一定条件下，体系内可以任意改变其数量的物质种类数解释：为什么纯金属温度恒定下结晶？二元合金在一温度范围内结晶？2二元相图：热分析法（测定合金的冷却（或加热）曲线）A匀晶相图匀晶转变：由液相直接结晶出单相固溶体的过程两点：纯组元熔点两线：液相线，固相线三区：L,α,L+α【平衡凝固】：无限缓慢冷却时的凝固方式。固溶体结晶特点：a结晶出的固相与原液相成分不同。b在形核时不但要求溶液中有能量起伏，还要有浓度起伏。c在一定温度范围内结晶，凝固速率较慢在每一温度下，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【不平衡凝固】原因：冷速快，固相不能均匀化不平衡结晶特点：(1)相成分按平均成分线变化(2)结晶温度范围增大微观偏析：(3)成分偏析：晶内偏析：一个晶粒内部化学成分不均匀现象枝晶偏析：树枝晶的枝干和枝间化学成分不均匀的现象（消除均匀化退火）宏观偏析：固溶体沿一定方向结晶过程中，在一个区域范围内，由于结晶先后不同而出现的成分差异。溶质平衡分配系数(k0)：一定温度下，液、固两平衡相中溶质浓度之比值。k0=cs/cL正常凝固过程：不考虑固相内部的原子扩散，仅考虑液相中的溶质混合现象。a液相中溶质完全混合:缓慢结晶b液相内溶质原子部分混合：较快结晶(KeCs)宏观偏析有所减小稳态凝固过程：溶质原子从界面固体一侧向边界层内流入的速率，与从边界层向液体中流去的速率相等时的凝固。初始过渡区：凝固开始直到溶质富集区稳定建立为止时的长度。1000)/1(kLzckCs10)/1(ekesLzckc有效分配系数：ke=(Cs)i/(CL)c液相内的溶质仅通过扩散混合：快速结晶只在凝固后期会有少量偏析。总结：缓慢结晶时，固熔体偏析最严重（熔质完全混合）；很快结晶时，