材料科学基础简答题和论述题.pdf

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1、第四章 固体中原子及分子的运动 1 1. .研究研究扩散扩散的两种方法的两种方法 表象理论根据所测参数描述物质传输的速率和数量等 原子理论扩散过程中原子是如何迁移的 2.2.柯肯达尔效应柯肯达尔效应 定义：因相对扩散系数不同引起原子对接面移动的不均衡扩散现象 意义：否定了置换固溶体扩散的换位机制，支持了空位扩散机制；揭示了扩散宏观规律和微观机制的内在联系 3 3. .引起上坡扩散的情况引起上坡扩散的情况 弹性应力作用，存在弹性应力梯度使大半径原子跑向点阵伸长部分，小半径原子跑向受压部分，从而造成溶质原子分布不均匀； 晶界内吸附，晶界能量比内部高且排列不均，如果原子溶质原子位于晶界能降低体系自由

2、能，原子会向晶界扩散，造成晶界原子浓度较高； 大电场或温度场，促使原子按一定方向扩散，造成扩散不均匀 4 4. .实现实现空位扩散具备的条件空位扩散具备的条件 扩散原子附近有空位；邻近空位的原子有可越过能垒的自由能 5 5. .影响影响扩散激活能的因素扩散激活能的因素 扩散机制；晶体结构；原子结合力；合金成分 6 6. .反应扩散反应扩散的特点的特点 在相界面处产生浓度突变，突变的浓度对应相图中的极限溶解度 二元系发生反应扩散，扩散中渗层各部分都不可能有两相混合区出现，原因可用相的热力学平衡条件解释：如果出现两相混合区，则两相化学势必然相等，即化学势梯度为零，区域中就没有扩散驱动力，扩散不能进

3、行 7 7. .影响影响扩散的因素扩散的因素 温度，温度越高，扩散系数越大，越容易扩散； 固溶体类型，间隙固溶体激活能小，扩散容易；置换固溶体激活能大，扩散困难； 晶体结构，致密度小方向，激活能小；同素异构转变时，扩散系数改变； 晶体缺陷，缺陷处扩散激活能较晶内小； 化学成分，不同金属其点阵原子间结合力不同，而原子扩散需破坏邻近原子结合力； 应力作用，应力越大，驱动力越大，扩散越快 8 8. .离子扩散离子扩散速率速率通常通常远小于金属原子的扩散速率远小于金属原子的扩散速率 离子键结合能大于金属键的结合能，扩散所需克服的能垒较大； 为了保持电中性，需产生成对缺陷，增加了额外的能量； 扩散离子只

4、能进入具有同样电荷的位置，迁移距离较长 第五章 材料的变形与再结晶 1 1. .弹性变形的特征弹性变形的特征 可逆性，加载时变形，卸载后恢复原状 应力应变之间存在线性关系，服从胡克定律 材料最大弹性变形量随材料的不同而异 2.2.弹性不完整性弹性不完整性 包申格效应，材料经预先加载产生少量塑性变形（小于 4%） ，而后同向加载弹性极限升高，反向加载弹性极限降低的现象； 弹性后效，在弹性极限范围内，应变滞后于外加应力，并和时间有关的现象； 弹性滞后，应变落后于应力，在曲线 - 上使加载线与卸载线不重合而形成一封闭回线的现象，弹性滞后表面加载时消耗的变形功大于卸载时释放的变形功，多余的即为内耗；

5、循环韧性，金属在塑性区内加载时吸收不可逆变形功的能力 3 3. .滑移系滑移系和滑移带的区别和滑移带的区别与联系与联系 滑移线，每一层晶面滑动后在表面出现的滑移痕迹 多根滑移线构成一个滑移带 光镜下观察到的是滑移带，电镜下观察到的是滑移线 4 4. .滑移面和滑移方向往往是晶体中排列最密的晶面和晶向滑移面和滑移方向往往是晶体中排列最密的晶面和晶向 原子密度最大的晶面其面间距离最大，点阵阻力最小 原子密度最大的晶向，原子间距离最短，位错 b 最小 5 5. .实际实际测得晶体滑移临界分切应力值较理论测得晶体滑移临界分切应力值较理论计算计算值低值低 3 3- -4 4 个个数量级数量级 晶体滑移并

6、不是晶体一部分相对于另一部分沿滑移面作刚性位移 而是借助位错在滑移面上运动来逐步进行的（孪生借助肖莱克不全位错的运动） 6 6. .滑移的特点滑移的特点 滑移后，晶体的点阵类型不变； 晶体内部各部分位向不变； 滑移量是滑移方向上原子间距的整数倍； 滑移后，在晶体表面出现一系列台阶 7.7.位错运动的阻力位错运动的阻力（导致导致晶体强化晶体强化） 点阵阻力，位错从一个平衡位置运动到另一个平衡位置所克服的势垒； 位错与位错的交互作用产生阻力 运动位错交截后形成的扭折和割阶，尤其是螺型位错的割阶对位错有钉扎作用 位错与其他晶体缺陷交互作用产生阻力，如点缺陷、晶界、第二相质点等 8.8.孪生的特点孪生

7、的特点 在切应力作用下发生，所需的临界切应力比滑移大很多 孪生是一种均匀切变 孪晶两部分晶体形成镜面对称的位向关系 9 9. .形成孪晶的方式形成孪晶的方式 机械孪晶/变形孪晶，通过机械变形方式产生，呈透镜状或片状 生长孪晶，晶体自气态、液态或固体中长大时形成的 退火孪晶，变形金属在再结晶退火过程中通过堆垛层错形成的 10.10.滑移方向滑移方向、滑移面滑移面、孪生孪生方向方向、孪生面孪生面 孪生发生难易顺序与滑移相反 fcc bcc hcp 滑移面 111 110 0001 滑移方向 孪生面 111 112 101_2 孪生方向 1111. .滑移带滑移带和和孪晶的显微特征孪晶的显微特征 滑

8、移带不穿过晶界，滑移变形没有破坏晶体内部原子排列规律，可以抛光去除 机械孪晶也在晶粒内，孪晶与基体位向不同，不能抛光去除 退火孪晶以大条状分布于晶内，孪晶界面平直，不能抛光去除 12.12.多晶体塑性变形时多晶体塑性变形时要求要求每个晶粒至少能在每个晶粒至少能在 5 5 个个独立的滑移系上进独立的滑移系上进行滑移行滑移 任意变形均可用?、?、?、?、?、?6 个应变分量表示 塑性变形时，晶体体积不变(?= ?+ ?+ ?= 0) 所以只有 5 个应变分量，每个应变分量由一个独立滑移系产生 13.13.多晶体多晶体塑性变形的特点塑性变形的特点 各晶粒变形不同时性 各晶粒变形相互协调性 变形的不均

9、匀性 1414. .晶粒大小晶粒大小与性能的关系与性能的关系 晶粒越细，强度越高，晶界越多，位错运动阻力越大，强度越高； 晶粒越细，塑性提高，晶粒越多，变形分散、均匀性提高，由应力集中导致的开裂机会减少，可承受更大的变形量； 晶粒越细，韧性提高，细晶材料中，应力集中小，裂纹不易产生；晶界多，裂纹不易传播，在断裂过程中可吸收较多能量 1515. .霍尔霍尔- -配奇公式适用性配奇公式适用性210Kds 亚晶粒大小或片状两相组织层片间距与屈服强度的关系 塑性材料流变应力与晶粒大小的关系 脆性材料的脆断应力与晶粒大小的关系 金属材料的疲劳强度或硬度与晶粒大小之间的关系 纳米材料的强度与颗粒度之间的关

10、系(很大范围内满足) 16.16.蠕变机制蠕变机制（恒压下，一定温度下，发生的缓慢而连续的塑性流变现象） 回复蠕变，滑移受阻，加大应力，发生攀移，攀移后继续滑移，使回复过程充分进行 扩散蠕变，空位的移动造成的 晶界滑动蠕变，晶界上的原子容易扩散，受力后易产生滑动，促进蠕变进行 16.16. 细晶粒多晶体另一高温变形机制细晶粒多晶体另一高温变形机制空位扩散蠕变机制空位扩散蠕变机制 设多晶体中的四方晶粒 ABCD 受拉伸变形，则其受拉晶界 AB 和 CD附近容易形成空位，空位浓度较高；而受压的晶界 AD 和 BC 附近形成空位较困难，空位浓度较低。 晶粒内部存在的空位浓度梯度，使空位从高浓度的晶界

11、 AB 和 CD附近向低浓度的晶界 AD 和 BC 附近定向移动，而原子则发生反方向的迁移，最终导致晶粒沿拉伸方向伸长。 17.17.固溶固溶强化的影响因素强化的影响因素，溶入溶质原子形成固溶体而使金属强度硬度升高的现象 溶质原子的原子分数越高，强化作用越大，原子分数很低时，强化作用显著； 溶质原子与基体金属的原子尺寸相差越大，强化作用越大； 间隙型溶质原子比置换原子强化作用大； 溶质原子与基体金属的价电子数相差越大，强化作用越大 1818. .固溶固溶强化强化机制机制 溶质原子与位错的弹性交互作用、化学交互作用、静电交互作用 塑性变形时，位错运动改变了溶质原子在固溶体结构中以短程有序或偏聚形

12、式分布的状态，引起系统能量增高，增加了变形阻力 19.19.屈服现象屈服现象的的物理物理本质本质，应力达到一定值后，应力基本不变，应变急剧增长的现象 固溶体合金中的溶质原子或杂质原子与位错交互作用形成溶质原子气团，即柯氏气团，柯氏气团对位错有钉扎作用 位错要运动，须在更大应力作用下才能挣脱柯氏气团的钉扎，从而形成上屈服点 挣脱之后位错运动较易，应力减少，出现下屈服点和水平台 2020. .不连续屈服现象不连续屈服现象位错增值理论位错增值理论 从位错理论中得知，材料塑性变形的应变速率 与可动位错密度、位错运动平均速度 以及伯氏矢量 b 成正比，而位错运动速度 与位错受到的有效切应力 成正相关，其

13、中 接近恒速 塑性变形开始前，位错被钉扎住， 很小，要保持 一定，势必增大 ，使 提高，因此上屈服点应力较高 塑性变形开始后，位错迅速增值， 迅速增大，要保持 一定，必然导致 变小，使 下降，因此下屈服点应力较低 21.应变应变时效的时效的物理本质物理本质，预塑性变形试样，卸载后立即加载不出现屈服现象，卸载后放置一段时间或在 200加热后再加载出现屈服现象，屈服应力进一步提高的现象 卸载后立即加载，由于位错已经挣脱出气团钉扎，不出现屈服点 卸载后长时间放置或经时效，溶质原子已经通过扩散重新聚集到位错周围形成气团，故屈服现象又复出现 2222. .第二相分布对塑性变形影响第二相分布对塑性变形影响

14、 脆的第二相在晶界上呈不连续网状分布，大大降低塑韧性 第二相在晶粒内部呈片层状分布，使强度，硬度比基体金属高得多，使塑韧性下降 2 23 3. .第二相粒子第二相粒子强化作用强化作用，对位错运动的阻碍作用 不可变形粒子，借助粉末冶金方法加入，位错绕过第二相向前运动弥散强化，强化作用与粒子的间距成反比 可变形粒子，通过时效处理从过饱和固溶体中析出，位错切过第二相向前运动沉淀强化 2 24 4. .可变形粒子的强化可变形粒子的强化作用作用 位错切过粒子，产生表面台阶，出现新的表面积，使界面能升高 当粒子是有序结构时，位错切过粒子会打乱滑移面上下的有序排列，产生反相畴界，引起能量升高 由于粒子的层错

15、能与基体不同，当扩展位错通过后，其宽度会发生变化，引起能量升高 粒子与基体的晶体点阵不同，位错切过粒子会造成滑移面上原子错排，需额外做功，使位错运动困难 粒子与基体的比表体积差别，且第二相与母相间保持共格或半共格，在粒子周围产生弹性应力场与位错交互作用，阻碍位错运动 由于基体与粒子中滑移面取向不一致，位错切过后会产生割阶，从而阻碍位错线的运动 2525. .塑性变形对材料组织与性能的影响塑性变形对材料组织与性能的影响 显微组织变化，随变形量增加，等轴晶粒沿变形方向伸长 亚结构变化，经一定量的塑性变形后，晶体中的位错线通过运动与交互作用，形成位错缠结，进一步增加变形量时，大量位错发生聚集（塞积）

16、 ；缠结的位错组成胞状亚结构 性能变化，产生加工硬化现象，使强度硬度增加，塑性韧性下降；物理性能变化，电阻率增大，电阻温度系数降低；化学性能变化，抗腐蚀性能降低 形变织构，由于塑性变形的结果而使晶粒有择优取向的组织，拔丝形成丝织构，轧板形成板织构 残余应力，塑性变形中外力所做功大部分转化成热，小部分以畸变能的形式储存在形变材料内，这部分能量叫做畸变能，畸变能的具体表现方式为：宏观残余应力、微观残余应力和点阵畸变 2626. .加工硬化的机制加工硬化的机制、限制限制、利弊利弊 加工硬化机制：随塑性变形进行，位错密度增加，位错运动交割加剧，产生固定割阶、位错缠结等，阻碍位错运动 加工硬化的限制：试

17、验温度不能太高，否则由于退火效应，会软化 加工硬化利弊：对于不能热处理强化的金属材料，是提高其强度的重要手段；材料加工成型的保证；提高零件或构件的使用安全性能；变形阻力提高，脆断危险性提高，须用再结晶退火消除 2727. .残余应力残余应力 第一类内应力宏观残余应力，由于工件不同部分的宏观变形不均匀性引起的，其平衡范围包括整个工件，占储存能 0.1%左右 第二类内应力微观残余应力，由于晶粒或亚晶粒之间的变形不均匀性引起的，其作用范围与晶粒尺寸相当 第三类内应力点阵畸变，由于工件在塑性变形中形成的大量点阵缺陷引起的，作用范围是几十到几百纳米，占储存能的 80%-90%；这部分能量导致变形金属能量

18、增加，处于热力学不稳定状态；也是回复与再结晶的驱动力 2828. .冷变形金属在退火过程中的冷变形金属在退火过程中的组织组织、性能性能和能量和能量的的变化变化 组织变化：回复阶段，保持纤维状或扁平状；再结晶阶段，形成新的无畸变的等轴晶粒；长大阶段，新晶粒相互吞并长大 性能变化：强度和硬度，回复阶段变化很小，再结晶后，明显下降；电阻，回复阶段由于点缺陷浓度明显减少，电阻率明显下降；内应力，回复阶段大部分宏观内应力可以消除，微观应力只有通过再结晶消除；亚晶粒尺寸，回复前期变化不大，接近再结晶时，显著增大；密度，再结晶阶段由于位错密度显著降低，变形金属密度急剧增高；储能释放，温度达到应力松弛时，储能

19、释放，回复阶段释放较小，再结晶晶粒出现的温度对应储能释放高峰 2929. .回复过程特征回复过程特征 组织无变化；宏观内应力全部消除，微观内应力大部分消除（弹性应变基本消除）；强度硬度下降不多（位错密度下降不多），电阻率显著降低（空位减少、位错应变能降低）；储存能少量释放 3030. .回复动力学特征回复动力学特征弛豫过程特征弛豫过程特征 无孕育期；一定温度下，初期回复速率很大，后逐渐变小趋于零；每一温度的回复程度有一极限值，温度越高，极限值越高，达到极限值所需时间越短；预变形量越大，晶粒尺寸减少，起始回复速率越快 3131. .回复机制回复机制 低温回复，与点缺陷的迁移有关，点缺陷迁移至晶界

20、或表面，或者与位错交互作用、与间隙原子重新组合、聚合形成空位对等；使点缺陷消失或密度明显降低 中温回复，与位错的滑移有关，同一滑移面上异号位错相互吸引而抵消，位错偶极子两条位错线相消等 高温回复，与位错攀移有关，使滑移面上不规则位错重新分布，刃型位错垂直排列成墙降低位错的弹性畸变能；沿垂直于滑移面方向排列并具有一定取向差的位错墙产生多边化结构 3232. .多边化多边化过程过程产生产生的条件的条件，多边化指高温回复过程中，由于位错的滑移和攀移使同号刃型位错沿垂直于滑移面的方向排列成小角度的亚晶界的过程。多边化的驱动力来自应变能的下降 塑性变形使晶体点阵弯曲； 滑移面上塞积有同号刃型位错； 须加

21、热到较高温度使刃型位错发生攀移 3333. .再结晶再结晶过程的特征和实质过程的特征和实质 特征：组织发生变化，由变形晶粒变为新的等轴晶粒；力学性能发生变化，强度硬度急剧降低，塑性提高；变形储存能全部释放；第三类应力消除；位错密度降低 实质：没有畸变的、新的、等轴晶粒在变形基体中形核、长大，完全取代变形晶粒的过程 3434. .再结晶再结晶过程机制过程机制 形核机制（以多边化形成的亚晶为基础）：晶界弓出形核，变形程度较小，由于晶粒变形不均匀导致位错密度不同，位错密度高的能量高晶粒细，位错密度低的能量低晶粒粗，为了降低系统自由能，大晶粒通过晶界弓向细晶粒；亚晶形核，变形程度大，通过亚晶合并机制和

22、亚晶迁移机制形核 长大机制：形核后，借界面的移动向周围畸变区长大，直至全部形成无畸变等轴晶粒，界面迁移的推动力是无畸变新晶粒和畸变母相之间的应变能差，晶界背离曲率中心 3535. .再结晶和重结晶的异同再结晶和重结晶的异同 都是形核、长大过程 再结晶晶格类型、成分不变，在一个温度范围内进行 重结晶的晶格类型变化相变过程，恒温进行 3636. .再结晶后的晶粒再结晶后的晶粒为什么为什么会随变形度的增大而变细会随变形度的增大而变细 再结晶的形核基础亚晶粒是多边化形成的 亚晶粒没有低能量区，通过消耗周围高能量区长大成为形核中心 因此随变形度增大，产生更多的亚晶而有利于再结晶形核 3737. .再结晶

23、再结晶过程过程的动力学特征的动力学特征 有孕育期；开始时速度很小，随等温时间增加，速度增大，转变 50%时，速度最大，以后减少；变化形式取决于再结晶过程的形核率和长大速率 3838. .再结晶温度的影响因素再结晶温度的影响因素，冷变形金属开始再结晶的最低温度 变形程度，变形程度越大，储能越多，驱动力越大，温度越低； 原始晶粒尺寸，原始晶粒越细，变形抗力越大，冷变形后储能越高，温度越低； 微量溶质原子，溶质原子与位错及晶界之间的交互作用，阻碍位错和晶界的运动，阻碍形核； 第二相粒子，粒子尺寸大、间距大时促进形核，粒子尺寸小、密集时阻碍形核； 退火工艺参数，加热速度极慢和极快时，提高温度；在一定范

24、围内，延长保温时间，降低温度 3939. .再结晶晶粒再结晶晶粒大小大小的影响因素的影响因素 变形度，有一临界变形度，能得到特别粗大的晶粒，小于该变形度尺寸无变化，大于该变形度，随变形度增大，晶粒变细； 退火温度，退火温度对再结晶时晶粒尺寸影响很小，提高温度能降低临界变形度；在晶粒长大阶段，温度越高，晶粒越细； 40.40.再结晶再结晶阶段的晶粒长大和再结晶阶段的晶粒长大和再结晶结束结束后的晶粒长大后的晶粒长大 再结晶阶段：借界面的移动向周围畸变区长大，直至全部形成无畸变等轴晶粒；界面迁移的推动力是无畸变新晶粒和畸变母相之间的应变能差；晶界背离曲率中心方向移动 再结晶结束后：大晶粒吞并小晶粒，

25、凹面变平面的过程；驱动力是降低其总表面能；晶粒界面的不同曲率是晶界迁移的直接原因；晶界向着曲率中心方向移动 4141. .影响晶粒影响晶粒正常正常长大长大的的因素因素 温度，温度越高，长大速度越快；时间，恒温下，晶粒直径随保温时间的平方根而增大；分散相粒子，粒子阻碍晶界移动，降低长大速度；晶粒间位向差，取向差越大，晶界迁移速度越大；杂质与微量合金元素，微量杂质原子与晶界交互作用，阻碍晶界移动 4242. .热加工对组织和性能的热加工对组织和性能的影响影响 改善铸锭组织，气孔、疏松焊合，致密度提高；热加工纤维组织流线，偏析、杂质、夹杂物等沿变形方向形成彼此平行的宏观条纹组织，性能呈各向异性；带状

26、组织，合金中各相沿变形方向交替地呈带状分布，材料性能恶化 43.防止防止和消除带状组织的和消除带状组织的方法方法（热加工时，各个相沿变形方向交替呈带状分布） 不在两相区变形 减少夹杂物元素的含量 可用正火或高温扩散退火加正火处理消除 第六章 单组元相图及纯晶体的凝固 1 1. .影响影响过冷度的因素过冷度的因素 金属纯度，纯度越高，过冷度越低； 冷却速度，冷却速度越快，过冷度越高 2 2. .液态结构液态结构和固态和固态结构结构的区别的区别 固态金属原子间结合方式：金属键；原子远程规则排列 液体金属良好的导电性和正的电阻温度系数，表明存在金属键；原子近程规则排列 第七章 二元系相图和合金的凝固

27、与制备原理 1 1. .二元相图的几何规律二元相图的几何规律 相图中所有线条代表发生相变的温度和平衡相成分，平衡相成分沿相界线随温度变化； 二元相图中，相邻相区相数差为 1相区接触法则 二元相图中，三相平衡为一水平线，表示恒温反应 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一两相区内，而不会进入单相区 2 2. .固溶体非固溶体非平衡凝固过程的特点平衡凝固过程的特点 固相平均成分线和液相平均成分线与固相线和液相线不同，它们和冷却速度有关，速度越快，偏离固相线和液相线越严重 先结晶部分总是富高熔点组元，后结晶部分是富低熔点组元 非平衡凝固总是导致凝固终结温度低于平衡凝固时

28、的终结温度 3 3. .固溶体合金固溶体合金结晶结晶的特点的特点 形核、长大过程，需要结构起伏、能量起伏和成分起伏 结晶是在一个温度范围内不断降温条件下完成 每一温度下，平衡的液、固两相有确定的成分 依赖两组元的扩散 4 4. .共晶合金在铸造工业中非常重要的原因共晶合金在铸造工业中非常重要的原因 比纯组元熔点低，简化了熔化和铸造的操作； 比纯金属有更好的流动性，能防止枝晶形成，改善铸造性能； 恒温转变（无凝固温度范围）减少了铸造缺陷，如偏聚和缩孔； 共晶凝固可获得多种形态的显微组织 5 5. .正温度梯度下正温度梯度下，成分过冷对晶体生长形态的影响成分过冷对晶体生长形态的影响 无成分过冷平面

29、状生长 成分过冷较小、过窄胞状生长 成分过冷较大、过宽树状生长 6 6. .浇注条件对铸锭宏观组织的影响浇注条件对铸锭宏观组织的影响 快的冷却速度、高的浇注温度和定向散热利于形成柱状晶 慢的冷却速度、低的浇注温度和加入形核剂利于形成中心等轴晶 7 7. .防止防止和减轻比重偏析和减轻比重偏析的的方法方法 增大铸件冷却速度，使初生相来不及上浮或下沉 加入第三种元素，形成熔点较高、密度与液相接近的树枝晶化合物，在结晶初期形成骨架，阻挡密度小的相上浮或下降 8.8.影响枝晶偏析影响枝晶偏析（晶内晶内偏析偏析）的的因素因素 凝固速度越大，偏析越严重 偏析元素在固溶体中扩散能力越小，偏析越严重 凝固温度

30、范围越宽，偏析越严重 9.9.影响晶界偏析的因素影响晶界偏析的因素 溶质含量越高，偏析越严重 非枝晶长大使晶界偏析程度增加，枝晶偏析可以减弱晶界偏析 结晶速度慢使溶质原子足够时间富集到前沿液相，增加偏析程度 1010. .形成形成伪共晶伪共晶须须满足两个条件满足两个条件 液固界面前沿液体成分接近共晶成分 平直界面必须稳定，无枝晶出现 1111. .影响成分过冷的因素影响成分过冷的因素 扩散系数越小，边界层中溶质易聚集，有利于成分过冷 实际温度梯度越小，成分过冷倾向越大 凝固速度增大，液体混合程度小，边界层溶质聚集增大，利于成分过冷 1212. .铸锭的宏观组织铸锭的宏观组织 表层细晶区，表面激

31、冷，形成很大过冷度，瞬间大量形核 柱状晶区，背着散热方向平行向液相中择优生长 中心等轴晶区，散热方向不明显，均匀冷却，过冷度也较小，中心区域均匀形核，各方向长大速度均匀 第一章 原子结构与键合 1 1. .金属键金属键、离子键离子键、共价键共价键、范德华范德华键键、氢键氢键 通常键能，离子键金属键共价键氢键范德华键 金属键：电子共有化，无饱和性，无方向性；良好的导电性、导热性、延展性（每个原子可能与更多原子结合形成能量密堆结构，受力变形改变原子位置时不至于破坏金属键） 离子键：以离子而不是以原子为结合单元，无饱和性，无方向性，配位数较高；良好的电绝缘体，熔点和硬度较高 共价键：共用电子对，有饱

32、和性，方向性，较小配位数；导电能力差，结构稳定，熔点高，质硬脆 范德华键：无饱和性，无方向性；很大程度上能改变材料的性质 氢键：具有方向性和饱和性，键能介于化学键和范德华键之间 2 2. .原子中电子的空间位置和能量原子中电子的空间位置和能量可用可用四个量子数来确定四个量子数来确定 主量子数，决定电子能量及与核的平均距离，表示电子所处量子壳层 轨道角动量量子数，电子在同一壳层所处的能级，与电子运动的角动量有关 磁量子数，每个轨道角动量量子数的能级数和轨道数 自旋角动量量子数，反应电子不同的自旋方向 3 3. .原子核外原子核外电子排布规电子排布规律律遵循的原则遵循的原则 能量最低原理，电子的排

33、布尽可能使体系的能量最低 Pauli 不相容原理，在一个原子中不可能有运动状态完全相同的两个电子 Hund 定则，同一亚层的各个能级中，电子排布尽可能分占不同能级且自旋方向相同 第二章 固体结构 1 1. .晶体结构与非晶体结构在性能上的区别晶体结构与非晶体结构在性能上的区别 晶体熔化时具有固定的熔点，非晶体存在一个软化温度范围 晶体具有各向异性，非晶体为各向同性 2 2. .选取选取晶胞的晶胞的原则原则 选取的平行六面体反映出点阵的最高对称性 棱和角相等的数目应最多 若存在直角，直角数目应最多 晶胞应具有最小的体积 3.3.面心面心立方和密排六方结构是纯金属中最密集的结构立方和密排六方结构是

34、纯金属中最密集的结构 结构中，密排面上每个原子和最近邻原子都是相切的 体心立方结构中，顶角原子之间并不相切 4 4. .影响置换影响置换固溶体固溶体溶解度溶解度的因素的因素 晶体结构，溶质元素与溶剂元素晶体结构相同时，溶解度较大 原子尺寸因素，原子半径差15%时，有利于形成溶解度较大的固溶体 电负性因素，电负性越接近，越有利于形成固溶体 原子价因素，原子价越高，溶解度越小 5 5. .影响影响间隙固溶体间隙固溶体溶解度的因素溶解度的因素 溶质原子半径越小，溶解度越高 均属于溶解度很小的有限固溶体 与晶体结构中的间隙形状、大小等因素有关 6 6. .固溶固溶体体的性能特点的性能特点 点阵常数改变

35、，对于置换固溶体，当溶质原子半径大于溶剂原子半径，点阵膨胀，反之收缩，对于间隙固溶体，点阵总是膨胀 产生固溶强化 物理化学性能变化，电阻率升高，电阻温度系数降低 （Cr 溶于溶于 -Fe 中中，当当 Cr 的原子分数的原子分数达到达到 12.5%时时，Fe 的电极电位的电极电位有有-0.6V 突然突然上升至上升至+0.2V，从而从而有效的抵抗空气有效的抵抗空气、水气水气、稀硝酸等稀硝酸等的的腐蚀腐蚀，因此不锈钢中至少含有因此不锈钢中至少含有 13%以上以上的的 Cr） 7 7. .中间中间相的特点相的特点 晶格类型与性能不同于任一组元 一般可用分子式表示 具有一定金属性，也称金属化合物 性能特

36、点：三高（高熔点、高硬度、高脆性） 8.8.离子离子晶体的结构规则晶体的结构规则 负离子配位多面体规则，在离子晶体中，在正离子周围形成一个负离子多面体，正负离子之间的距离取决于离子半径之和，正离子的配位数取决于离子半径比 电价规则，在一个稳定的离子晶体结构中，每一个负离子电荷数等于或近似等于相邻正离子静电键强度的总和 负离子多面体共用顶、棱和面的规则，在一个配位结构中，共用棱，特别是共用面的存在会降低这个结构的稳定性。其中高电价，低配位的正离子的这种效应更为明显 不同种类正离子配位多面体间连接规则，若晶体结构中含有两种以上的正离子，则高电价、低配位的多面体之间有尽可能彼此互不连接的趋势 节约规

37、则，在同一晶体中，同种正离子和同种负离子的结合方式应最大限度趋于一致 9.9.硅酸盐硅酸盐晶体结构的基本特点晶体结构的基本特点 构成硅酸盐晶体的基本结构单元是SiO4-4四面体 按电价规则，每个 02-最多能为两个SiO4-4四面体共有 按鲍林第三规则，SiO4-4四面体中未饱和的氧离子和金属正离子结合后可以相互独立存在结构中或者彼此连接成复杂结构 SiO4-4四面体中 SiOSi 结合键通常呈键角 145的折线 第三章 晶体缺陷 1 1. .伯氏矢量伯氏矢量的特性的特性 伯氏矢量是一个反映位错周围点阵畸变总积累的物理量 守恒性，伯氏矢量与伯氏回路的起点路径无关，由此回路确定的伯氏矢量是唯一

38、一根位错线具有唯一的伯氏矢量 数根位错线交于一点，离开结点位错线的伯氏矢量之和与指向该结点位错线的伯氏矢量之和相等 2 2. .位错线位错线的的线张力不仅驱使位错变直也使晶体中线张力不仅驱使位错变直也使晶体中位错位错呈三维网络分呈三维网络分布的原因布的原因 因为位错网络中相交于同一结点的诸位错，其线张力处于平衡状态，从而保证了位错在晶体中的相对稳定性 3 3. .晶体晶体中位错的来源中位错的来源 生长过程中产生位错的来源： 杂质原子在凝固过程中分布不均匀使晶体先后凝固部分成分不同，从而点阵常数有差异，形成位错； 由于温度梯度、浓度梯度、机械振动等影响，使生长的晶体偏转或弯曲引起相邻晶块之间位向

39、差，从而形成位错； 晶体生长过程中，由于相邻晶粒发生碰撞或因液流冲击及冷却时体积变化的热应力等原因，使晶体表面产生台阶或受力变形而形成。由于高温较快凝固及冷却时，晶体内存在大量过饱和空位，空位聚集形成位错 晶体内部某些界面和微裂纹附近，由于热应力和组织应力的作用，出现应力集中现象，当应力高至足以使该区域产生滑移时，就会形成位错 4 4. .晶界的特性晶界的特性 晶界处点阵畸变大，存在晶界能 晶界处原子排列不规则，阻碍位错运动起，使晶界的强度和硬度比晶内高 晶界处原子偏离平衡位置，有较高动能，缺陷也多，扩散速率比晶内快 固态相变过程中，晶界能量较高，原子活动能力较大，新相易于在晶界处形核 由于成

40、分偏析和内吸附现象，晶界易富集杂质原子，导致晶界熔点较低，加热时会引起晶界熔化和氧化，导致过烧现象 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，晶界的腐蚀速度较晶内快。 钢的热处理原理 1 1. .固态固态相变相变与与液态结晶液态结晶的的不同点和相同点不同点和相同点 相同点：相变驱动力都是新旧两相之间自由能差；相变都包含形核和长大两个过程 不同点：固态相变阻力大，固态相变增加的能量是表面能和弹性应变能，而液态结晶增加的仅有表面能；固态相变的新相晶核与母相晶核存在一定晶体学位向关系，液态结晶的新固相与现存固相之间满足结构大小相适应原理；固态相变时，母相的晶体缺陷对相变起促进作用；固

41、态相变易于出现过渡相 2 2. .固态相变的类型固态相变的类型 扩散型相变，相变依靠扩散进行，相界面非共格（珠光体、奥氏体转变） 非扩散型相变，相变不依靠扩散，而是切变转变，相界面共格（马氏体转变，转变前后原子间相邻关系、化学成分不发生变化） 半扩散型相变，介于上述两者之间的一种相变（贝氏体转变，铁素体晶格改组按切变机构进行，同时伴随碳原子扩散） 3 3. .影响影响奥氏体形成速度的因素奥氏体形成速度的因素 加热温度和保温时间，加热速度越快，孕育期越短，转变所需时间越短 原始组织，组织越细，相界面越多，形核越多，奥氏体形成速度越快 淬火淬火状态钢状态钢正火状态钢正火状态钢球化退火状态钢球化退火

42、状态钢（淬火钢淬火钢在在 A A1 1点点以上温以上温度度分解分解为微粒为微粒状状珠光体珠光体，相界面最多相界面最多，奥氏体化最快奥氏体化最快；正火钢是细正火钢是细片珠光体片珠光体，相界面也多相界面也多；退火钢是球状珠光体退火钢是球状珠光体，相界面最少相界面最少） 化学成分，含碳量越高，速度越快；非碳化物形成元素提高奥氏体形成速度 4 4. .影响奥氏体晶粒大小的因素影响奥氏体晶粒大小的因素 加热温度和保温时间，加热温度越高，保温时间越长，晶粒越粗 加热速度，加热速度越快，过热度越大，形核率大于长大速度，晶粒越细 化学成分，一定含碳量范围，含碳量增加晶粒长大倾向增加，超过后，晶粒长大倾向减少

43、原始组织，原始组织越细，奥氏体晶粒越细 5.5.过冷奥氏体过冷奥氏体（稳定稳定性性）等温等温转变曲线为什么具有转变曲线为什么具有 C C 形形曲线特征曲线特征 由于过冷奥氏体转变速度与形核率和生长速度有关，而形核率和生长速度取决于过冷度 过冷度较小时，相变驱动力较小，转变速度小 随过冷度增加，驱动力增加，原子扩散系数减少，在降温至某一温度之前转变速度受驱动力控制，随过冷度增加而增加 降温至某一温度之后，受扩散速度控制，随过冷度增加而减少 相变驱动力和原子扩散系数共同作用，导致转变速度在鼻温附近有一个极大值 6.6.共析共析钢珠光体钢珠光体（片状片状）硬度硬度、强度强度、塑性随片间距缩小而增大塑

44、性随片间距缩小而增大 珠光体受外力拉伸时，塑性变形在铁素体内发生，渗碳层有阻碍位错滑移的作用，滑移的最大距离等于片间距 片间距越小，单位体积钢中铁素体和渗碳体的相界面越多，对位错阻碍越大，即塑性变形抗力越大，因而强度和硬度都增高 片间距越小，铁素体和渗碳体片越薄，从而塑性变形能力越好 7 7. .马氏体马氏体高强度高强度、高硬度的原因高硬度的原因 碳原子的固溶强化，间隙碳原子位于 相的扁八面体间隙中，造成晶格畸变并形成一个应力场，应力场与位错发生交互作用，从而提高马氏体强度 相变强化，马氏体转变时在晶体内造成密度很高的晶体缺陷，无论板条马氏体中的高密度位错还是片状马氏体中的孪晶都阻碍位错运动，

45、从而使马氏体强化 时效强化，马氏体形成后，碳及合金元素原子向位错或其他缺陷处偏聚或析出，钉扎位错，使位错难以运动，从而强化马氏体 原始奥氏体晶粒越细，形成的马氏体片或板条群越小，相界面越多，对位错运动有阻碍作用，能强化马氏体 8 8. .马氏体的塑性和韧性马氏体的塑性和韧性主要主要取决于亚结构取决于亚结构（位错位错马氏体比孪晶马氏马氏体比孪晶马氏体韧性好的原因体韧性好的原因） 孪晶孪晶马氏体具有高强度马氏体具有高强度、韧性差韧性差、硬而脆的特点硬而脆的特点 孪晶亚结构使滑移系大大减少 回火碳化物沿孪生面不均匀析出 孪晶马氏体中含碳量高，晶格畸变大，淬火应力大，存在高密度显微裂纹 位错位错马氏体

46、具有马氏体具有高强度高强度、良好韧性良好韧性 位错马氏体含碳量低，Ms点较高，可自行回火，碳化物分布均匀 胞状亚结构位错分布不均匀，存在低位错密度区，为位错提供了活动余地，位错的运动能缓和局部应力集中而对韧性有利 淬火应力小，不存在显微裂纹，裂纹也不易通过马氏体条扩展 9 9. .马氏体马氏体转变的特点转变的特点 无扩散性，转变在很大过冷度下进行，各种原子的活动能量很低 切变共格性，马氏体转变是新相在母相特定的晶面（惯习面）上形成，并以母相的切变来保持共格关系的相变过程，在抛光试样表面还会产生表面浮凸现象 具有特定惯习面和位向关系，马氏体转变在奥氏体一定晶面上形成，此面称为惯习面，在相变过程中

47、不变形也不转动；由于马氏体新相和母相始终保持切变共格性，因此马氏体新相和母相之间存在一定晶体学位向关系 变温形成，马氏体转变有开始转变温度 Ms 和转变终了温度 Mf 高速长大，没有孕育期，瞬间形核，瞬间长大 转变不完全性，奥氏体向马氏体转变是不完全的，即使冷却到 Mf 点也不能得到 100%马氏体 可逆性，奥氏体冷却时转变为马氏体，重新加热时已经形成的马氏体又能无扩散地转变为奥氏体 1 10.0.热弹性马氏体转变的特点热弹性马氏体转变的特点 相变驱动力小；马氏体与母相的相界面能作正逆向迁移；形状应变为弹性作用性质，弹性储存能提供逆相变驱动力 1111. .贝氏体转变贝氏体转变的的特点特点 发

48、生在过冷奥氏体中温转变区域，有一段孕育期，孕育期长短与钢种及转变温度有关 是形核和长大方式，转变过程中存在碳原子扩散、铁的晶格切变 贝氏体是铁素体和碳化物组成的两相组织，随温度转变和化学成分不同，贝氏体的形貌发生变化，铁素体与母相存在一定位向关系 1 12 2.CCT.CCT 曲线曲线与与 TTTTTT 曲线曲线比较比较，CCTCCT 曲线曲线有如下特点有如下特点 CCT 曲线偏向右下方，过冷奥氏体连续转变温度低于等温转变温度，孕育期也长一些 临界冷却速度较小，获得全部马氏体温度较小， 贝氏体转变受到抑制，碳钢连续冷却时得不到单一贝氏体组织，共析钢和过共析钢甚至不发生贝氏体转变 转变产物不均匀

49、，连续转变是在一个温度范围内进行，得到的转变产物不止一种 1 13 3. .淬火钢在回火时的转变及其组织淬火钢在回火时的转变及其组织 马氏体分解，主要发生在 100-200，马氏体马氏体中过饱和碳以中过饱和碳以 碳化物碳化物的形式析出的形式析出，析出的碳化物析出的碳化物以极细片状分布在马氏体基体上以极细片状分布在马氏体基体上，这种组织称为回火马氏体这种组织称为回火马氏体 残余奥氏体分解，主要发生在 200-300，残余奥氏体分解为 碳化物和过饱和 相 碳化物转变为 Fe3C,主要发生在 300-400， 碳化物转变为 Fe3C，同时过饱和碳以 Fe3C析出，回火马氏体转变为在保持马氏体形态的铁

50、素体基体上分布着细粒渗碳体的组织回火马氏体转变为在保持马氏体形态的铁素体基体上分布着细粒渗碳体的组织，称为回火托氏体称为回火托氏体 渗碳体的聚集长大和 相的再结晶，主要发生在 400以上，铁素体发生再结晶，由针状变为多边形，这种由粒状渗碳体与多边铁素体组成的这种由粒状渗碳体与多边铁素体组成的组织组织，称为回火索氏体称为回火索氏体 1 14 4. .淬火后的淬火后的回火产物与奥氏体回火产物与奥氏体直接直接分解的产物的性能比较分解的产物的性能比较 淬火回火处理后得到回火托氏体或回火索氏体组织 过冷奥氏体直接分解得到托氏体或索氏体组织 都是铁素体加渗碳体的珠光体类型组织 回火托氏体和回火索氏体中的碳化物呈颗粒状，托氏体和索氏体中碳化物呈片状 相同硬度时，两类组织抗拉强度相近，但回火索氏体组织的强度、塑性、韧性均比索氏体高（由于片状碳化物受力会产生很大应力集中，易使碳化物片产生脆断或形成微裂纹；而粒状碳化物造成的应力集中小，不易形成微裂纹）