材料科學基礎重點知識知識講解

第5章純金屬的凝固1、金屬結晶的必要條件：過冷度-理論結晶溫度與實際結晶溫度的差；結構起伏-大小不一的近程有序排列的此起彼伏;能量起伏-溫度不變時原旅平均能量一定，但原子的熱振動能量高低起伏的現(xiàn)象；棗型巫-材料內微區(qū)中因原子的熱運動引起瞬時偏離熔液的平均成分，出現(xiàn)此起彼伏的現(xiàn)象。結晶過程：形核和長大過程交替重疊在一起進行云m烏液態(tài)金屬結晶的關系:液態(tài)金屬結晶的過程是形核與晶核的長大過程。從熱力學看，沒有過冷度結晶就沒有趨動力。根據(jù)R.1T可知當過冷度T=0時臨界晶核半徑R為無窮大，臨界形核功（G.2）也為無窮大，無法形核，所以液態(tài)金屬不能結晶。晶體的長大也需要過冷度，所以液態(tài)金屬結晶需要過冷度。孕育期：過冷至實際結晶溫度，晶核并未立即產生，結晶開始前的這段停留時間3、均勻形核和非均勻形核均勻形核：以液態(tài)金屬本身具有的能夠穩(wěn)定存在的晶胚為結晶核心直接成核的過程。些址、液態(tài)金屬原子依附于固態(tài)雜質顆粒上形核的方式。臨界晶核半徑：△G達到最大值時的晶核半徑r=-2丫/△Gv物理意義：rvrc時，△Gs占優(yōu)勢，故左G>0晶核不能自動形成。r>rc時，△Gv占優(yōu)勢，故△GvO晶核可以自動形成，并可以穩(wěn)定生長。臨界形核功：△GV=16ny/3Agv形核率:在單位時間單位體積母相中形成的晶核數(shù)目。受形核功因子和原子擴散機率因子控制。4、 正的溫度梯度:靠近型壁處溫度最低,凝固最早發(fā)生，越靠近熔液中心溫度疝「WWW髡晶前沿的過冷度隨離界面距離的增加而減小。純金屬結晶平面生長。負的溫度梯度:過冷度隨離界面距離的增加而增加。純金屬結晶樹枝狀生長。5、 光滑界面即小平面界面:液固兩相截然分開,固相表面為基本完整的原子密排面，微觀上看界面光滑,宏觀上看由不同位向的小平面組成故呈折線狀的界面。粗糙界面即非小平面界面:固液兩相間界面微觀上看高低不平，存在很薄的過渡層，故從宏觀上看界面反而平直,不出現(xiàn)曲折小平面的界面。6、 凝固理論的應用：細化晶粒、定向凝固技術、單晶體的制備、非晶態(tài)合晶的制備7、 晶粒細化的方法和原理晶粒度:實際金屬結晶后,獲得由大量晶粒組成的多晶體的晶粒的大小細晶強化:通過細化晶粒來提高材料強度的方法細化晶粒的方法:增加過冷度：提高冷卻速度和過冷能力：變質處理：往液態(tài)金屬中加入形核劑，促使形成大量的非均勻晶核，以細化晶粒的方法；振動與攪拌：使正在生長的枝晶破碎，提供能量促使自發(fā)晶核的形成。機理:晶粒越細小，位錯塞集群中位錯個數(shù)n越小，根據(jù)t=nT0應力集中函s故材料的強度越高。第6章固體中的擴散1、 擴散固體中原子或分子的遷移，是固體中物質遷移的唯一方式。本質：原子每個平衡位置都對應一個勢能谷，在相鄰平衡位置之間都隔著一個勢壘，由于原子的熱振動存在能量起伏，總會有部分原子具有足夠高的能量，能夠跨越勢壘，從原來的平衡位置躍遷到相鄰的平衡位置上去。故固態(tài)擴散是原子熱激活的過程。2、 固態(tài)金屬擴散條件:①溫度要足夠高，溫度越高原子熱振動越激烈原子被激活而進行遷移的幾率越大②時間要足夠長，只有經(jīng)過相當長的時間才能造成物質的宏觀遷移③擴散原子要固溶，擴散原子能夠溶入基體晶格形成固溶體才能進行固態(tài)擴散④擴散要有驅動力，沒有動力擴散無法進行，擴散的驅動力為化學位梯度。3、 擴散的分類：1按是否出現(xiàn)新相：原子擴散、反應擴散2按濃度的均勻程度分：有濃度差的空間擴散叫也邀'無濃度差的擴散叫自擴散；3按擴散方向分：由高濃度向低濃度擴散叫順擴散即下坡擴散； 由低濃度向高濃度擴散叫逆擴散即上坡擴散；4按原子的擴散路徑分：在晶粒內部的擴散稱體擴散；在表面進行的擴散稱為表面擴散；沿晶界進行的擴散稱為晶界擴散。4、 擴散第一定律表達式：JDdeJ為擴散流量；D擴散系數(shù)；dC為濃度梯度。擴散系數(shù)DD°expQRTD。為擴散常數(shù)，Q為dx擴散激活能，R為氣體常數(shù)，T為熱力學溫海。擴散系數(shù)D與溫度呈指數(shù)關系，溫度升高，擴散系數(shù)急劇增大。；擴散的驅動力為化學位梯度,阻力為擴散激活能5、 擴散機制：間隙擴散機制、空位擴散機制、換位擴散機制間隙原子擴散比置換原子擴散容易的原因：間隙固溶體中原子擴散僅涉及到原子遷移能，而置換固溶體中原子的擴散機制不僅需要遷移能而且還需要空位形成能，因此導致間隙原子擴散速率比置換固溶體中的原子擴散速率高得多?？驴线_爾效應：由置換互溶原子因相對擴散速度不同而引起標記移動的不均衡擴散現(xiàn)象。原因:低熔點組元擴散快，高熔點組元擴散慢，正是這種不等量原子交換造成的6影響擴散的因素：1溫度：溫度是影響擴散的主要因素，隨著T的升高，擴散系數(shù)D成指數(shù)升高2固溶體類型：間隙固溶體中溶質原子的擴散激活能比置換固溶體的小，擴散速度快3晶體結構：致密度小易遷移；體心結構的擴散系數(shù)大于面心結構的；固溶度不同引起濃度梯度差別；晶體的各向異性；4晶體缺陷：增加缺陷密度會加速金屬原子和置換原子的擴散， 對間隙原子則不然5濃度6合金元素相變擴散和反應擴散:通過擴散而產生新相的現(xiàn)象。第8章三元相圖1直線法則:二元系統(tǒng)兩相平衡共存時,合金成分點與兩平衡相的必須位于一條直線上2杠桿定律：Wa/V\5=oB/oa=cb/ca3重心定律：當三元合金在一定溫度下處于三相平衡時合金的成分點為3個平衡相成分點組成的三角形的質量重心。蝴蝶形規(guī)律：反映兩相平衡相對應關系的共軸連線是非固定長度的水平線，隨溫度下降，它們一方面下移,另一方面繞成分軸轉動。4固態(tài)互不溶解三元共晶：四相平衡共晶平面：三元共晶點E與該溫度下3個固態(tài)的成分mnp組成的四相平衡平面WA=oq/Aq*100% WL=Ao/AqW(A+B+C)/Wo=qf/Ef*WLWA=oq/Aq*100% WL=Ao/AqW(A+B+C)/Wo=qf/Ef*WLW(A+C)/Wo=Eq/Ef*WL2、二元相圖中有哪些幾何規(guī)律： 相區(qū)接觸法則；三相區(qū)是一條水平線…；三相區(qū)中間是由它們中相同的相組成的兩相區(qū)；單相區(qū)邊界線的延長WcWc=Ec/CcX100%四相平衡包共晶反應:L+a—B+y包晶反應:L+a+B—y5根據(jù)液相成分變溫線投影的溫度走向(降溫)判別四相平衡反應類型：三根液相成分變溫線溫度走向均指向中心屬共晶反應；兩根液相成分變溫線的溫度走向指向中心，一根背離中心屬包共晶反應；一根溫度走向指向中心，兩根背離中心，屬包晶反應6說出圖中各點(M、N、P、E)室溫下的顯微組織M:B+(B+C)+(A+B+c;N:(A+B)+(A+B+C);P:C+(A+B+C);(A+B+C)ob求出E點合金室溫下組織組成物的相對量和相組成物的相對量。E點合金室溫下組織組成物的相對量(A+B+C)為100%相組成物的相對量為：WA=Ea/AaX100%WB=Eb/BbX100%c分析M點合金的結晶過程。先從液相中結晶出B組元，當液相成分為K時,發(fā)生二元共晶轉變，轉變產物為(B+C),當液相成分為E時，發(fā)生三元共晶轉變，轉變產物為(A+B+C)o室溫下的顯微組織為：B+(B+C)+(A+B+C)o線進入相鄰的兩相區(qū)。3、 勻晶合金相圖：兩組元在液態(tài)、固態(tài)均無限互溶的合金狀態(tài)圖。4、 平衡凝固：冷卻極為緩慢組元成分充分互相擴散每個階段都達到平衡。5、 非平衡凝固：合金溶液冷卻速度較快，在每一溫度下不能保持足夠的擴散時間，凝固過程偏離平衡條件的凝固。&固溶體結晶與純金屬結晶的比較①相同點：基本過程：形核一長大；熱力學條件：/T>0;能量條件：能量起伏；結構條件：結構起伏。②不同點：合金在一個溫度范圍內結晶(可能性：相率分析，必要性：成分均勻化。)合金結晶是選分結晶：需成分起伏。7、一個晶粒內或一個枝晶間化學成分不同的現(xiàn)象，叫枝晶偏析或晶內偏析。各晶粒之間化學成分不均勻的現(xiàn)象叫晶間偏析。消除方法：擴散退火(在固相線以下較高溫度經(jīng)過長時間的保溫，使原子擴散充分，使之轉變?yōu)槠胶饨M織)。8兩組元在液態(tài)時無限互溶，固態(tài)時有限固溶或完全不溶，且發(fā)生共晶轉變，形成共晶組織的二元系相圖。9、由一種液相在恒溫下同時結晶出兩種固相的反應稱為 共晶反應。所生成的兩種混合物稱為共晶體，成分確定。成分位于E點以左，M點以右的合金稱為亞共晶合金。成分位于E點以右，N點以左的合金成為過共晶合金。布、偽共晶：在不平衡結晶條件下，成分在共晶點附近的亞共晶或過共晶合金也可能得到全部共晶組織，這種共晶組織稱為偽共晶。離異共晶：兩相分離的共晶組織。形成原因：平衡條件下，成分位1、建立方法：熱分析法、金相分析方法、硬度測定方法、 X射線衍射分析法、膨脹試驗法、電阻試驗法于共晶線上兩端點附近。消除：擴散退火。11、室溫組織及其計算：計算室溫下亞共析鋼（含碳量為X）的組織組成物的相對量。組織組成物為a、組織組成物為a、P,wP木芬木期軟77 io°%，wiDwP計算室溫下過共析鋼（含碳量為X）的組織組成物的相對量。組織組成物為P、Fe3cn：相組成物為a、Fe3C?的相對量：計算室溫下過共析鋼（含碳量為X）的組織組成物的相對量。組織組成物為P、Fe3cn：相組成物為a、Fe3C?的相對量：WFe3C當x=6.69時Fe3C?最高百分量為:wFe3C陛100%6.69100%過共析鋼中Fe3CU的相對量:wFe3CxO.776.690.77%22.6當x=2.11時Fe3CU含量最高,2.11 0.77…前W 22.6%Fe3c6.690.77最周百分量為:6.69xwp 6.69—100% W-33 1Wp1.分析共析鋼的結晶過程，并畫出結晶示意圖。①點之上為液相L；①點開始L-y；②點結晶完畢；②③點之間為單相丫；③點丫"P共析轉變；室溫下顯微組織為Po2.計算室溫下含碳量為x合金相組成物的相對量。XFe3C,相對量為：Wpe3c669100%，x4.3W 100%Fe3C6.69 4.3

wFe3CmwFe3Cm的相對量計算： Fe3CV——100%6.69W0.0218100%0.33%x=0.0218時Fe3Cm含量最高為：Fe3C6.690.770.0218wFe3C100%11.2%共析滲碳體的相對百分量為：6.690.02184.302.11W%47.8%共晶滲碳體的相對百分量為：Fe3C6.692.1112、 在一定溫度下，一定成分液相和一固體相反應形成另一種固相結晶過程稱包晶轉變。鐵素體：碳在a-Fe中形成的間隙固溶體。奧氏體：碳在Y-Fe中形成的間隙固溶體萊氏體:轉變產物似乎丫和Fe3C的機械混合物。珠光體:a和Fe3C的機械混合物。13、 二次滲碳體與共析滲碳體的異同點。而點：都是滲碳體，成份、結構、性能都相同。不同點：來源不同，二次滲碳體由奧氏體中析出，共析滲碳體是共析轉變得到的；形態(tài)不同二次滲碳體成網(wǎng)狀，共析滲碳體成片狀；對性能的影響不同，片狀的強化基體，提高強度，網(wǎng)狀降低強度。14、 固溶體的不平衡結晶原因：冷速快（假設液才而成分均勻、固相成分不均勻）。結晶過程特點：固相成分按平均成分線變化（但每一時刻符合相圖）；結晶的溫度范圍增大；組織多為樹枝狀。共析轉變（Y共析轉變（YSS混合的共析體，稱為珠光體（P）成分偏析：晶內偏析：一個晶粒內部化學成分不均勻現(xiàn)象。 枝晶偏析：樹枝晶的枝干和枝間化學成分不均勻的現(xiàn)象。（消除：擴散退火，在低于固相線溫度長時間保溫。）15、 穩(wěn)態(tài)凝固：從液固界面輸出溶質速度等于溶質從邊界層擴散出去速度的凝固過程。16、 平衡分配系數(shù)：在一定溫度下，固、液兩平衡相中溶質濃度的比值。kO=Cs/CIk°—1表示合金凝固時重新分布的溶質成分與原合金成分接近，即重新分布的程度越大。17成分過冷：固溶體合金凝固時，在固液界面處形成溶質的濃度梯度而產生的過冷。這種由于L中成分變化而引起的過冷叫成分過冷。取決于液固界面前沿液體中的溶質質量分布和實際溫度分布這兩個因素。18、鑄錠的宏觀組織分為三晶區(qū):1、表層細晶區(qū)2、柱狀晶區(qū)3、中心等軸晶區(qū)19、 鑄錠中的缺陷：1、偏析：合金中的化學成分不均勻的現(xiàn)象。宏觀偏析：正常偏析反常偏析和比重偏析。顯微偏析：胞狀，枝晶，晶界2、縮孔3、氣孔4、夾雜物合的共晶體，稱為菜氏體（Ld）。一ap+FaC）;含碳雖超過0?02%的鐵碳合金,于PSK水平線上（727C）均將通過共析轉變，形成鐵素體和滲碳體兩相轉變特征圖包晶轉變共晶轉變：共析轉變：共晶轉變LAa+B共析轉變YAa+B偏晶轉變L1—L2+a熔晶轉變S—L+—a合晶轉變L1+L2—a包晶轉變L+B—a包析轉變丫+B20、說明三個恒溫轉變，畫出轉變特征圖I洛包晶轉變（Lb+S 丫「含碳量0.09%?0.53%范圍的鐵碳合金，于HJB水平線（1495C）均將通過包晶轉變，形成單相奧氏體。訂廠共晶轉變（LC 丫E+Fe3C）含碳放2.11%—6.69%范圍的鐵碳合金，21、相圖中共有幾種滲碳體？說出各自的來源及形態(tài) 。相圖中共有五種滲碳體：FaCi、FaG、FdCm、FdC共析FdC共晶；FaCi:由液相析出，形態(tài)連續(xù)分布（基體）兵凡:由奧、氏體中析出，形態(tài)網(wǎng)狀分布；FesG:由鐵素體中析出，形態(tài)網(wǎng)狀、短棒狀、粒狀分布在鐵素體的晶界上；F&C共析：奧氏體共析轉變得到，片狀；FaC共晶：液相共晶轉變得到，粗大的條狀。 s22、 分析含碳0.53?0.77%的鐵碳合金的結晶過程，并畫出結晶示意圖。①點之上為液相L;①點開始L—y；②點結晶完畢；②?③點之間為單相于ECF平線上（1148C）均將通過共晶轉變，形成奧氏體和滲碳體兩相混Y；③點開始Y—a轉變；④點開始丫一P共析轉變；室溫下顯微組織為a+p。丫奧氏體a鐵素體Fe3C滲碳體丫+Fe3C萊氏體a+Fe3CP珠光體）第十章叔第十章叔HW1、 塑性變形：金屬在外力（載荷）的作用下，首先發(fā)生彈性變形。載荷增加到一定值以后，除了發(fā)生彈性變形外，同時還發(fā)生塑性變形，即彈塑性變形。繼續(xù)增加載荷，塑性變形也將逐漸增大，直至金屬發(fā)生斷裂。2、 加工硬化：隨著塑性變形的增大，塑性變形抗力不斷增加的現(xiàn)象稱為加工硬化或應變硬化。3、 單晶體塑性變形基本方式：為滑移和孿生?；坪蛯\生都是切應變T而且只有當外加切應力分量大于晶體的臨界分切應力 C時才能開始。然而，滑移是不均勻切變，孿生為均勻切變。4、 滑移和孿生區(qū)別:1、孿生使一部分晶體發(fā)生了均勻切變，而滑移只集中在一些滑移面上進行。2、孿生后晶體的變形部分的位向發(fā)生了變化，滑移后的晶體各部分位向均未變化3.同一結構的孿晶面孿生方向與滑移方向可以不同。4、孿生變形的應力應變曲線與滑移不同，出現(xiàn)鋸齒狀的波動。5、滑移：晶體的一部分沿著一定的晶面和晶向相對另一部分作相對的滑動?；频谋举|是位錯的移動。方向大致是最密排面和最密排方向。6滑移系：晶體中每個滑移面和該面上的一個滑移方向組成一個滑移系。7、 孿生：孿生是晶體的一部分沿一定晶面（孿晶面）和晶向發(fā)生切變，產生孿生變形部分的晶體位向發(fā)生了改變，它是以孿晶面為對稱面與未變形部分相互對稱，這種對稱的兩部分晶體稱為孿晶；發(fā)生變形的那部分晶體稱為孿晶帶。臨界分切應力：開動滑移系所需要的最小分切應力tc=F/A*cos入cos①.8、 取向因子:cos入cos①。硬位向：當入和①只要有一個接近90o時，麗因子趨近于零，cs趨近于無窮大，叫硬位向。體心結構的滑移系個數(shù)為12,滑移面：｛110｝，方向V111〉。面心結構的滑移系個數(shù)為12,滑移面：｛111｝，方向V110〉。9、 多晶體塑性變形的特點.變形不均勻1）各晶粒的變形先后不一。因為各晶粒位向不同，施加同一外力時，那些受最大或接近最大分解切應力位向的晶粒處于最小分解切應力位向的晶粒處于逐批發(fā)生的，軟位向的晶粒先變形，硬位向的后變形；2）各晶粒的變形量有大有??；3）即使在同一晶粒中，變形量亦不相同，晶粒中心變形量小，靠近晶界處的變形量大。.各晶粒間變形協(xié)調：多晶體中每個晶粒都處于其他晶粒包圍之中，它的變形必然與其鄰近的晶粒。相互協(xié)調配合，不然就難以進行變形，甚至不能保持晶粒之間的連續(xù)性，會造成空隙而導致材料的破裂?；w晶粒尺寸屬同一數(shù)量級，稱為聚合型兩相合金；若第二相粒子細小而彌撒地分布在基體晶粒中，稱為彌散分布型兩相合金。3?晶界對形變過程的阻礙作用：多晶體中，晶界抵抗塑性變形的能力較晶粒格畸變程度大，加之常常聚集有雜質原子，處于高能量狀態(tài)，對滑移變形時位錯的移動起阻礙作用所致。晶界原子排列越紊亂，滑移抗力就越大。10、 細晶強化：通過細化晶粒以提高金屬強度的方法稱為細晶強化多晶體的強度隨其晶粒細化而提高,晶粒越細則可能發(fā)生滑移的晶粒越多，變形就可以分散在更多的晶粒內進行，故塑性、韌性越好，細晶強化在提高材料強度的同時也使材料的塑性和韌性得到改善。11、 固溶強化：隨溶質含量的增加，合金的強度、硬度提高，而塑性有所下降，即產生固溶強化效果。影響因素，（1）溶質原子的原子數(shù)