材料科學(xué)基礎(chǔ)重點(diǎn)知識(shí)

第5章純金屬的凝固1、 金屬結(jié)晶的必要條件:過(guò)冷伐-理論結(jié)晶溫度與實(shí)際結(jié)晶溫度的差；結(jié)構(gòu)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(shí)原子的平均能量一定，但原子的熱振動(dòng)能量高低起伏的現(xiàn)象；成分起伏-材料內(nèi)微區(qū)中因原子的熱運(yùn)動(dòng)引起瞬時(shí)偏離熔液的平均成分，出現(xiàn)此起彼伏的現(xiàn)象。結(jié)晶過(guò)程:形核和長(zhǎng)大過(guò)程交替重疊在一起進(jìn)行2、 過(guò)冷度與液態(tài)金屬結(jié)晶的關(guān)系:液態(tài)金屬結(jié)晶的過(guò)程是形核與晶核的長(zhǎng)大過(guò)程。從熱力學(xué)看，沒(méi)有過(guò)冷度結(jié)晶就沒(méi)有趨動(dòng)力。根據(jù)可知當(dāng)過(guò)冷度at=0時(shí)臨界晶核半徑1?明無(wú)窮大，臨界形核功(AGoc人^)也為無(wú)窮大，無(wú)法形核，所以液態(tài)金屬不能結(jié)晶。晶體的長(zhǎng)大也需要過(guò)冷度，所以液態(tài)金屬結(jié)晶需要過(guò)冷度。孕育期：過(guò)冷至實(shí)際結(jié)晶溫度，晶核并未立即產(chǎn)生，結(jié)晶開(kāi)始前的這段停留時(shí)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(jié)晶核心直接成核的過(guò)程。非均勻形核:液態(tài)金屬原子依附于固態(tài)雜質(zhì)顆粒上形核的方式。臨界晶核半徑:AG達(dá)到最大值時(shí)的晶核半徑r*=-2y/AGv物理意義：r<rc時(shí)，AGs占優(yōu)勢(shì)，故AG〉。，晶核不能自動(dòng)形成。r>rc時(shí)，*占優(yōu)勢(shì)，故△&<(),晶核可以自動(dòng)形成，并可以穩(wěn)定生長(zhǎng)。臨界形核功:AGv*=167iy3/3AGvs形核率:在單位時(shí)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(kuò)散機(jī)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越高。在凝固結(jié)晶前沿的過(guò)冷度隨離界面距離的增加而減小。純金屬結(jié)晶平面生長(zhǎng)。負(fù)的溫度梯度:過(guò)冷度隨離界面距離的增加而增加。純金屬結(jié)晶樹(shù)枝狀生長(zhǎng)。5、 光滑界面即小平面界面:液固兩相截然分開(kāi)，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(guò)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(yīng)用：細(xì)化晶粒、定向凝固技術(shù)、單晶體的制備、非晶態(tài)合晶的制備7、 晶粒細(xì)化的方法和原理晶粒度:實(shí)際金屬結(jié)晶后，獲得由大量晶粒組成的多晶體的晶粒的大小細(xì)晶強(qiáng)化:通過(guò)細(xì)化晶粒來(lái)提高材料強(qiáng)度的方法細(xì)化晶粒的方法:增加過(guò)冷度：提高冷卻速度和過(guò)冷能力；變質(zhì)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(xì)化晶粒的方法；振動(dòng)與攪拌：使正在生長(zhǎng)的枝晶破碎，提供能量促使自發(fā)晶核的形成。機(jī)理:晶粒越細(xì)小，位錯(cuò)塞集群中位錯(cuò)個(gè)數(shù)n越小，根據(jù)TFT0應(yīng)力集中越小，故材料的強(qiáng)度越高。第6章固體中的擴(kuò)散1、 擴(kuò)散固體中原子或分子的遷移，是固體中物質(zhì)遷移的唯一方式。本質(zhì):原子每個(gè)平衡位置都對(duì)應(yīng)一個(gè)勢(shì)能谷，在相鄰平衡位置之間都隔著一個(gè)勢(shì)壘，由于原子的熱振動(dòng)存在能量起伏，總會(huì)有部分原子具有足夠高的能量，能夠跨越勢(shì)壘，從原來(lái)的平衡位置躍遷到相鄰的平衡位置上去。故固態(tài)擴(kuò)散是原子熱激活的過(guò)程。2、 固態(tài)金屬擴(kuò)散條件：①溫度要足夠高，溫度越高原子熱振動(dòng)越激烈原子被激活而進(jìn)行遷移的幾率越大②時(shí)間要足夠長(zhǎng)，只有經(jīng)過(guò)相當(dāng)長(zhǎng)的時(shí)間才能造成物質(zhì)的宏觀遷移③擴(kuò)散原子要固溶，擴(kuò)散原子能夠溶入基體晶格形成固溶體才能進(jìn)行固態(tài)擴(kuò)散④擴(kuò)散要有驅(qū)動(dòng)力,沒(méi)有動(dòng)力擴(kuò)散無(wú)法進(jìn)行，擴(kuò)散的驅(qū)動(dòng)力為化學(xué)位梯度。3、 擴(kuò)散的分類:1按是否出現(xiàn)新相：原子擴(kuò)散、反應(yīng)擴(kuò)散2按濃度的均勻程度分：有濃度差的空間擴(kuò)散叫互擴(kuò)散;無(wú)濃度差的擴(kuò)散叫自擴(kuò)散；3按擴(kuò)散方向分：由高濃度向低濃度擴(kuò)散叫順擴(kuò)散即下坡擴(kuò)散;由低濃度向高濃度擴(kuò)散叫逆擴(kuò)散即上坡擴(kuò)散;4按原子的擴(kuò)散路徑分：在晶粒內(nèi)部的擴(kuò)散稱體擴(kuò)散;在表面進(jìn)行的擴(kuò)散稱為表面擴(kuò)散;沿晶界進(jìn)行的擴(kuò)散稱為晶界擴(kuò)散。4、擴(kuò)散第一定律表4、擴(kuò)散第一定律表達(dá)式:J=—D華axJ為擴(kuò)散流量；D擴(kuò)散系數(shù);器為濃度梯度。擴(kuò)散系數(shù)D=D°e沖Qq/RT)D°為擴(kuò)散常數(shù)，Q為擴(kuò)散激活能，R為氣體常數(shù)，T為熱力學(xué)溫度。擴(kuò)散系數(shù)D與溫度呈指數(shù)關(guān)系，溫度升高，擴(kuò)散系數(shù)急劇增大。；擴(kuò)散的驅(qū)動(dòng)力為化學(xué)位梯度,阻力為擴(kuò)散激活能5、擴(kuò)散機(jī)制：間隙擴(kuò)散機(jī)制、空位擴(kuò)散機(jī)制、換位擴(kuò)散機(jī)制間隙原子擴(kuò)散比置換原子擴(kuò)散容易的原因:間隙固溶體中原子擴(kuò)散僅涉及到原子遷移能，而置換固溶體中原子的擴(kuò)散機(jī)制不僅需要遷移能而且還需要空位形成能，因此導(dǎo)致間隙原子擴(kuò)散速率比置換固溶體中的原子擴(kuò)散速率高得多。柯肯達(dá)爾效應(yīng):由置換互溶原子因相對(duì)擴(kuò)散速度不同而引起標(biāo)記移動(dòng)的不均衡擴(kuò)散現(xiàn)象。原因：低熔點(diǎn)組元擴(kuò)散快，高熔點(diǎn)組元擴(kuò)散慢，正是這種不等量原子交換造成的6、影響擴(kuò)散的因素：1溫度：溫度是影響擴(kuò)散的主要因素，隨著T的升高，擴(kuò)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(zhì)原子的擴(kuò)散激活能比置換固溶體的小，擴(kuò)散速度快3晶體結(jié)構(gòu)：致密度小易遷移；體心結(jié)構(gòu)的擴(kuò)散系數(shù)大于面心結(jié)構(gòu)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(huì)加速金屬原子和置換原子的擴(kuò)散，對(duì)間隙原子則不然5濃度6合金元素相變擴(kuò)散和反擊擴(kuò)散:通過(guò)擴(kuò)散而產(chǎn)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(shí)，合金成分點(diǎn)與兩平衡相的必須位于一條直線上2杠桿定律：Wa/W3=o3/oa=cb/ca3重心定律：當(dāng)三元合金在一定溫度下處于三相平衡時(shí)合金的成分點(diǎn)為3個(gè)平衡相成分點(diǎn)組成的三角形的質(zhì)量重心。蝴蝶形規(guī)律:反映兩相平衡相對(duì)應(yīng)關(guān)系的共軸連線是非固定長(zhǎng)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(zhuǎn)動(dòng)。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(diǎn)E與該溫度下3個(gè)固態(tài)的成分mnp組成的四相平衡平面WA=oq/Aq*100% WL=Ao/Aq W（A+C）/Wo=Eq/Ef*WLW（A+B+C）/Wo=qf/Ef*WL四相平衡包共晶反應(yīng):L+a—B+y包晶反應(yīng):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(yīng)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(yīng)；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(yīng)；一根溫度走向指向中心，兩根背離中心，屬包晶反應(yīng)。6說(shuō)出圖中各點(diǎn)（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）。b求出E點(diǎn)合金室溫下組織組成物的相對(duì)量和相組成物的相對(duì)量。E點(diǎn)合金室溫下組織組成物的相對(duì)量（a+b+c）為100%相組成物的相對(duì)量為：WA=Ea/AaX100%WB=Eb/BbX100% WC=Ec/CcX100%c分析M點(diǎn)合金的結(jié)晶過(guò)程。先從液相中結(jié)晶出B組元，當(dāng)液相成分為K時(shí)，發(fā)生二元共晶轉(zhuǎn)變，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為（B+C），當(dāng)液相成分為E時(shí)，發(fā)生三元共晶轉(zhuǎn)變，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為A+B+C）。室溫下的顯微組織為：b+（b+c）+（a+b+c）。第7章1、建立方法：熱分析法、金相分析方法、硬度測(cè)定方法、X射線衍射分析法、膨脹試驗(yàn)法、電阻試驗(yàn)法。2、 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(zhǎng)線進(jìn)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(wú)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(kuò)散每個(gè)階段都達(dá)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(kuò)散時(shí)間，凝固過(guò)程偏離平衡條件的凝固。6、 固溶體結(jié)晶與純金屬結(jié)晶的比較①相同點(diǎn)：基本過(guò)程：形核一長(zhǎng)大；熱力學(xué)條件：』T>0；能量條件：能量起伏；結(jié)構(gòu)條件：結(jié)構(gòu)起伏。②不同點(diǎn)：合金在一個(gè)溫度范圍內(nèi)結(jié)晶（可能性：相率分析，必要性：成分均勻化。）合金結(jié)晶是選分結(jié)晶：需成分起伏。7、 一個(gè)晶粒內(nèi)或一個(gè)枝晶間化學(xué)成分不同的現(xiàn)象，叫枝晶偏析或晶內(nèi)偏析。各晶粒之間化學(xué)成分不均勻的現(xiàn)象叫晶間偏析。消除方法：擴(kuò)散退火（在固相線以下較高溫度經(jīng)過(guò)長(zhǎng)時(shí)間的保溫，使原子擴(kuò)散充分，使之轉(zhuǎn)變?yōu)槠胶饨M織）。8、 兩組元在液態(tài)時(shí)無(wú)限互溶，固態(tài)時(shí)有限固溶或完全不溶，且發(fā)生共晶轉(zhuǎn)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(shí)結(jié)晶出兩種固相的反應(yīng)稱為共晶反應(yīng)。所生成的兩種混合物稱為共晶體，成分確定。成分位于E點(diǎn)以左，M點(diǎn)以右的合金稱為亞共晶合金。成分位于E點(diǎn)以右，N點(diǎn)以左的合金成為過(guò)共晶合金。10、 偽共晶：在不平衡結(jié)晶條件下，成分在共晶點(diǎn)附近的亞共晶或過(guò)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，成分位于共晶線上兩端點(diǎn)附近。消除：擴(kuò)散退火。11、室溫組織及其計(jì)算：計(jì)算室溫下亞共析鋼（含碳量為1）的組織組成物的相對(duì)量。組織組成物為cl、P,w=*一°，°218*100%W=1-Wp0.77-0.0218 'a p計(jì)算室溫下過(guò)共析鋼（含碳量為I）的組織組成物的相對(duì)量。組織組成物為P、Fe3CII：w= 6?69—x 50%w=x_wP6.69-0.77 'Fe3Cn p分析共析鋼的結(jié)晶過(guò)程，并畫(huà)出結(jié)晶示意圖。①點(diǎn)之上為液相L；①點(diǎn)開(kāi)始L—Y；②點(diǎn)結(jié)晶完畢；②?③點(diǎn)之間為單相Y；③點(diǎn)Y—P共析轉(zhuǎn)變；室溫下顯微組織為P。計(jì)算室溫下含碳量為*合金相組成物的相對(duì)量。Xw= xioo%w=1-W相組成物為CL、Fe3C,相對(duì)量為：時(shí)6.69 'a時(shí)r_43Fe3CI的相對(duì)量：W-3CI=6.69-4.3——0.77W— =22.6%過(guò)共析鋼中Fe3CII的相對(duì)量：Fe3cn6.69-0.77當(dāng)x=2.11時(shí)Fe3CII含量最高，最高百分量為：e2.11-0.77W= =22.6%Fe3CEI6.69-0.77 'W =—-xl00%=100%當(dāng)x=6.69時(shí)Fe3CI最高百分量為：Fe3a6.69xW=——X100%Fe3CIII的相對(duì)量計(jì)算：wcrn6.69QQ91QW= X100%=0.33%x=0.0218時(shí)Fe3CIII含量最高為：Fe3cni6.690.77-0.0218 「sW= x100%=11.2%共析滲碳體的相對(duì)百分量為：sc6.69-0.0218430-211W= x%=47.8%共晶滲碳體的相對(duì)百分量為：心6.69-2.1112、 在一定溫度下，一定成分液相和一固體相反應(yīng)形成另一種固相結(jié)晶過(guò)程稱包晶轉(zhuǎn)變。鐵素體:碳在ci-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(zhuǎn)變產(chǎn)物似乎Y和Fe3C的機(jī)械混合物。珠光體:cl和Fe3C的機(jī)械混合物。13、 二次滲碳體與共析滲碳體的異同點(diǎn)。相同點(diǎn)：都是滲碳體，成份、結(jié)構(gòu)、性能都相同。不同點(diǎn)：來(lái)源不同，二次滲碳體由奧氏體中析出，共析滲碳體是共析轉(zhuǎn)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(duì)性能的影響不同，片狀的強(qiáng)化基體，提高強(qiáng)度，網(wǎng)狀降低強(qiáng)度。14、 固溶體的不平衡結(jié)晶原因：冷速快（假設(shè)液相成分均勻、固相成分不均勻）。結(jié)晶過(guò)程特點(diǎn)：固相成分按平均成分線變化（但每一時(shí)刻符合相圖）;結(jié)晶的溫度范圍增大；組織多為樹(shù)枝狀。21、相圖中共有幾種滲碳體？說(shuō)出各自的來(lái)源及形態(tài)。21、相圖中共有幾種滲碳體？說(shuō)出各自的來(lái)源及形態(tài)。成分偏析：晶內(nèi)偏析：一個(gè)晶粒內(nèi)部化學(xué)成分不均勻現(xiàn)象。枝晶偏析：樹(shù)枝晶的枝干和枝間化學(xué)成分不均勻的現(xiàn)象。（消除：擴(kuò)散退火，在低于固相線溫度長(zhǎng)時(shí)間保溫。）15、 穩(wěn)態(tài)凝固：從液固界面輸出溶質(zhì)速度等于溶質(zhì)從邊界層擴(kuò)散出去速度的凝固過(guò)程。16、 平衡分配系數(shù)：在一定溫度下，固、液兩平衡相中溶質(zhì)濃度的比值。k0=Cs/Clk-1表示合金凝固時(shí)重新分布的溶質(zhì)成分與原合金成分接近，即重新分布的程度越大。17成分過(guò)冷：固溶體合金凝固時(shí)，在固液界面處形成溶質(zhì)的濃度梯度而產(chǎn)生的過(guò)冷。這種由于L中成分變化而引起的過(guò)冷叫成分過(guò)冷。取決于液固界面前沿液體中的溶質(zhì)質(zhì)量分布和實(shí)際溫度分布這兩個(gè)因素。18、 鑄錠的宏觀組織分為三晶區(qū):1、表層細(xì)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(xué)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20、說(shuō)明三個(gè)恒溫轉(zhuǎn)變，畫(huà)出轉(zhuǎn)變特征圖包晶轉(zhuǎn)變（Lb+6 "）含碳量0.09%?0.53%范圍的鐵碳合金，于HJB水平線（1495C）均將通過(guò)包晶轉(zhuǎn)變，形成單相奧氏體。共晶轉(zhuǎn)變（LCJ ~YE+Fe3C）含碳放2.11%—6.69%范圍的鐵

共析轉(zhuǎn)變（Y，工二aP+FeC）；含碳雖超過(guò)0.02%的鐵碳合金，于PSK水平線上（727°C）均將通過(guò)共析轉(zhuǎn)變，形成鐵素體和滲碳體兩相混合的共析體，稱為珠光體（P）轉(zhuǎn)變特征圖 、包晶轉(zhuǎn)變共晶轉(zhuǎn)變： y共析轉(zhuǎn)變：a——A2共晶轉(zhuǎn)變L-a+B共析轉(zhuǎn)變y-a+B偏晶轉(zhuǎn)變L1-L2+a熔晶轉(zhuǎn)變6-L+Y包晶轉(zhuǎn)變L+B—a包析轉(zhuǎn)變Y+B—a合晶轉(zhuǎn)變L1+L2—a相圖中共有五種滲碳體：FeC、FeC、FeC、FeC廿、FeC廿曰；FeR：由液相析出，形態(tài)連續(xù)分布7基體）；°Fe3C^：共由奧氏體中析出；形態(tài)網(wǎng)狀分布；FeC: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；Fe3C^:奧氏體共析轉(zhuǎn)變得到，片狀；FeC:液相共晶轉(zhuǎn)變得到，粗大的條狀。22、券析含碳0?53?0.77%的鐵碳合金的結(jié)晶過(guò)程，并畫(huà)出結(jié)晶示意圖。碳合金，碳合金，①點(diǎn)之上為液相L；①點(diǎn)開(kāi)始L—Y；②點(diǎn)結(jié)晶完畢；②?③點(diǎn)之間于ECF平線上（1148C）均將通過(guò)共晶轉(zhuǎn)變，形成奧氏體和滲碳體兩相混合的共晶體，稱為菜氏體（Ld）。

為單相Y；③點(diǎn)開(kāi)始Y—a轉(zhuǎn)變；④點(diǎn)開(kāi)始Y—P共析轉(zhuǎn)變；室溫下顯微組織為CL+P。Y奧氏體a鐵素體Fe3C滲碳體y+Fe3C萊氏體a+Fe3C（P珠光體）J.o2.0 3.E) 4.0&凡J.o2.0 3.E) 4.0&凡第十章1、 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(shí)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(yīng)變硬化。3、 單晶體塑性變形基本方式：為滑移和攣生?；坪蛿伾际乔袘?yīng)變，而且只有當(dāng)外加切應(yīng)力分量大于晶體的臨界分切應(yīng)力C時(shí)才能開(kāi)始。然而，滑移是不均勻切變，攣生為均勻切變。4、 滑移和季生區(qū)別:1、攣生使一部分晶體發(fā)生了均勻切變，而滑移只集中在一些滑移面上進(jìn)行。2、攣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(jié)構(gòu)的攣晶面攣生方向與滑移方向可以不同。4、攣生變形的應(yīng)力應(yīng)變曲線與滑移不同，出現(xiàn)鋸齒狀的波動(dòng)。5、 滑移：晶體的一部分沿著一定的晶面和晶向相對(duì)另一部分作相對(duì)的滑動(dòng)?；频谋举|(zhì)是位錯(cuò)的移動(dòng)。方向大致是最密排面和最密排方向。6、 滑移系：晶體中每個(gè)滑移面和該面上的一個(gè)滑移方向組成一個(gè)滑移系。7、 季生：攣生是晶體的一部分沿一定晶面（攣晶面）和晶向發(fā)生切變，產(chǎn)生攣生變形部分的晶體位向發(fā)生了改變，它是以攣晶面為對(duì)稱面與未變形部分相互對(duì)稱，這種對(duì)稱的兩部分晶體稱為攣晶；發(fā)生變形的那部分晶體稱為季晶帶。臨界分切應(yīng)力：開(kāi)動(dòng)滑移系所需要的最小分切應(yīng)力tc二F/A*cos入cos①.8、 取向因子:cos入cos①。硬位向：當(dāng)入和①只要有一個(gè)接近90。時(shí)，取向因子趨近于零,OS趨近于無(wú)窮大，叫硬位向。體心結(jié)構(gòu)的滑移系個(gè)數(shù)為12,滑移面：（110）,方向<lll>o面心結(jié)構(gòu)的滑移系個(gè)數(shù)為12,滑移面：（111）,方向<110>o9、 多晶體塑性變形的特點(diǎn)變形不均勻1）各晶粒的變形先后不一。因?yàn)楦骶ЯＮ幌虿煌?，施加同一外力時(shí)，那些受最大或接近最大分解切應(yīng)力位向的晶粒處于最小分解切應(yīng)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小；3）即使在同一晶粒中，變形量亦不相同，晶粒中心變形量小，靠近晶界處的各晶粒間變形協(xié)調(diào)：多晶體中每個(gè)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(diào)配合，不然就難以進(jìn)行變形，甚至不能保持晶粒之間的連續(xù)性，會(huì)造成空隙而導(dǎo)致材料的破裂。晶界對(duì)形變過(guò)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(zhì)原子，處于高能量狀態(tài)，對(duì)滑移變形時(shí)位錯(cuò)的移動(dòng)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(xì)晶強(qiáng)化：通過(guò)細(xì)化晶粒以提高金屬?gòu)?qiáng)度的方法稱為細(xì)晶強(qiáng)化。多晶體的強(qiáng)度隨其晶粒細(xì)化而提高，晶粒越細(xì)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(nèi)進(jìn)行，故塑性、韌性越好，細(xì)晶強(qiáng)化在提高材料強(qiáng)度的同時(shí)也使材料的塑性和韌性得到改善。11、 固溶強(qiáng)化：隨溶質(zhì)含量的增加,合金的強(qiáng)度、硬度提高，而塑性有所下降，即產(chǎn)生固溶強(qiáng)化效果。影響因素，（1）溶質(zhì)原子的原子數(shù)分?jǐn)?shù)越高，強(qiáng)化作用也越大，特別是當(dāng)原子數(shù)分?jǐn)?shù)很低時(shí)的強(qiáng)化效應(yīng)更為顯著。2）溶質(zhì)原子與基體金屬的原子尺寸相差越