點(diǎn)缺陷1范圍分類1點(diǎn)缺陷.在三維空間各方向上尺寸都很小在原子尺寸大小的晶體缺陷.2線缺陷在三

維空間的一個(gè)方向上的尺寸很大（晶粒數(shù)量級(jí)）,另外兩個(gè)方向上的尺寸很小（原子尺寸大?。┑木w缺陷.

其具體形式就是晶體中的位錯(cuò)3面缺陷在三維空間的兩個(gè)方向上的尺寸很大，另外一個(gè)方向上的尺寸很

小的晶體缺陷

2點(diǎn)缺陷的類型1空位.在晶格結(jié)點(diǎn)位置應(yīng)有原子的地方空缺,這種缺陷稱為“空位”2.間隙原子.在晶格非結(jié)

點(diǎn)位置，往往是晶格的間隙，出現(xiàn)了多余的原子.它們可能是同類原子，也可能是異類原子3.異類原子.

在一種類型的原子組成的晶格中，不同種類的原子替換原有的原子占有其應(yīng)有的位置3點(diǎn)缺陷的形成弗

侖克耳缺陷:原子離開(kāi)平衡位置進(jìn)入間隙，形成等量的空位和間隙原子消特基缺陷:只形成空位不形成

間隙原子.［構(gòu)成新的晶面）金屬:離子晶體:1負(fù)離子不能到間隙2局部電中性要求4點(diǎn)缺陷的方程缺陷

方程三原則：質(zhì)量守恒，電荷平衡，正負(fù)離子格點(diǎn)成比例增減.

肖特基缺陷生成：O=VM“+V。??弗侖克爾缺陷生成:MM=VM”+Mi

非計(jì)量氧化物:1/202（g）=VM”+2h+0。不等價(jià)參雜:以0=2LiNf+Oo+VoL12O+l/2O2（g）=2LiM-+

2Oo+2h.Nb2O5=2Nbri+2e+40（）+l/2O2（g）

5過(guò)飽和空位,晶體中含點(diǎn)缺陷的數(shù)目明顯超過(guò)平衡值.如高溫下停留平衡時(shí)晶體中存在一平衡空位，快速

冷卻到一較低的溫度，晶體中的空位來(lái)不及移出晶體，就會(huì)造成晶體中的空位濃度超過(guò)這時(shí)的平衡值.過(guò)飽

和空位的存在是一非平衡狀態(tài)，有恢復(fù)到平衡態(tài)的熱力學(xué)趨勢(shì)，在動(dòng)力學(xué)上要到達(dá)平衡態(tài)還要一時(shí)間過(guò)程.

6點(diǎn)缺陷對(duì)材料的影響.原因無(wú)論那種點(diǎn)缺陷的存在，都會(huì)使其附近的原子稍微偏離原結(jié)點(diǎn)位置才能平衡

即造成小區(qū)域的晶格畸變.效果1提高材料的電阻定向流動(dòng)的電子在點(diǎn)缺陷處受到非平衡力（陷阱），增

加了阻力，加速運(yùn)動(dòng)提高局部溫度（發(fā)熱）2加快原子的擴(kuò)散遷移空位可作為原子運(yùn)動(dòng)的周轉(zhuǎn)站3形成其

他晶體缺陷過(guò)飽和的空位可集中形成內(nèi)部的空洞，集中一片的塌陷形成位錯(cuò)4改變材料的力學(xué)性能.空

位移動(dòng)到位錯(cuò)處可造成刃位錯(cuò)的攀移，間隙原子和異類原子的存在會(huì)增加位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)阻力.會(huì)使強(qiáng)度提高,

塑性下降.

位錯(cuò)

7刃型位錯(cuò)假設(shè)將上半局部向上移動(dòng)一個(gè)原子間距，之間插入半個(gè)原子面，再按原子的結(jié)合方式連接起來(lái),

得到和（b）類似排列方式（轉(zhuǎn)90度），這也是刃型位錯(cuò).

8螺型位錯(cuò)假設(shè)將晶體的上半局部向后移動(dòng)一個(gè)原子間距，再按原子的結(jié)合方式連接起來(lái)（c）洞樣除分界

線附近的一管形區(qū)域例外，其他局部根本也都是完好的晶體.而在分界線的區(qū)域形成一螺旋面，這就是螺型

位錯(cuò)

9柏氏矢量.確定方法，首先在原子排列根本正常區(qū)域作一個(gè)包含位錯(cuò)的回路，也稱為柏氏回路，這個(gè)回路包

含了位錯(cuò)發(fā)生的畸變.然后將同樣大小的回路置于?理想晶體中，回路當(dāng)然不可能封閉,需要一個(gè)額外的矢量

連接才能封閉，這個(gè)矢量就稱為該位錯(cuò)的柏氏矢

10柏氏矢量與位錯(cuò)類型的關(guān)系刃型位錯(cuò),柏氏矢量與位錯(cuò)線相互垂直.（依方向關(guān)系可分正刃和負(fù)刃型位

錯(cuò)）.螺型位錯(cuò),柏氏矢量與位錯(cuò)線相互平行.（依方向關(guān)系可分左螺和右螺型位錯(cuò)）.混合位錯(cuò)，柏氏矢量與位

錯(cuò)線的夾角非0或90度.柏氏矢量守恒1同一位錯(cuò)的柏氏矢量與柏氏回路的大小和走向無(wú)關(guān).2位錯(cuò)不可

能終止于晶體的內(nèi)部，只能到外表，晶界和其他位錯(cuò),在位錯(cuò)網(wǎng)的交匯點(diǎn)，

11滑移運(yùn)動(dòng)-刃型位錯(cuò)的滑移運(yùn)動(dòng)在晶體上施加一切應(yīng)力，當(dāng)應(yīng)力足夠大時(shí)，有使晶體上部向有發(fā)生移動(dòng)

的趨勢(shì).假設(shè)晶體中有一刃型位錯(cuò)，顯然位錯(cuò)在晶體中發(fā)生移動(dòng)比整個(gè)晶體移動(dòng)要容易.因此，①位錯(cuò)的運(yùn)

動(dòng)在外加切應(yīng)力的作用下發(fā)生;②位錯(cuò)移動(dòng)的方向和位錯(cuò)線垂直;③運(yùn)動(dòng)位錯(cuò)掃過(guò)的區(qū)域晶體的兩局部發(fā)

生了柏氏矢量大小的相對(duì)運(yùn)動(dòng)（滑移）;④位錯(cuò)移出晶體外表將在晶體的外表上產(chǎn)生柏氏矢量大小的臺(tái)階.

螺型位錯(cuò)的滑移在晶體上施加一切應(yīng)力，當(dāng)應(yīng)力足夠大時(shí)，有使晶體的左右局部發(fā)生.上下移動(dòng)的趨勢(shì).假設(shè)

晶體中有一螺型位錯(cuò)，顯然位錯(cuò)在晶體中向后發(fā)生移動(dòng)，移動(dòng)過(guò)的區(qū)間右邊晶體向下移動(dòng)一柏氏矢量.因此,

①螺位錯(cuò)也是在外加切應(yīng)力的作用下發(fā)生運(yùn)動(dòng);②位錯(cuò)移動(dòng)的方向總是和位錯(cuò)線垂直;③運(yùn)動(dòng)位錯(cuò)掃過(guò)的

區(qū)域晶體的兩局部發(fā)生r柏氏矢量大小的相對(duì)運(yùn)動(dòng)（滑移）;④位錯(cuò)移過(guò)局部在外表留下局部臺(tái)階,全部移

出晶體的外表上產(chǎn)生柏氏矢量大小的完整臺(tái)階.這四點(diǎn)同刃型位錯(cuò)?刃,螺型位錯(cuò)滑移的比擬.i因?yàn)槲诲e(cuò)線

和柏氏矢量平行，所以螺型位錯(cuò)可以有多個(gè)滑移面，螺型位錯(cuò)無(wú)論在那個(gè)方向移動(dòng)都是滑移2晶體兩局部

的相對(duì)移動(dòng)量決定于柏氏矢量的大小和方向,與位錯(cuò)線的移動(dòng)方向無(wú)關(guān).

12刃位錯(cuò)的攀移運(yùn)動(dòng):刃型位錯(cuò)在垂直于滑移面方向上的運(yùn)動(dòng).刃位錯(cuò)發(fā)生攀移運(yùn)動(dòng)時(shí)相當(dāng)于半原子面的

伸長(zhǎng)或縮短，通常把半原子面縮短稱為正攀移，反之為負(fù)攀移.滑移時(shí)不涉及單個(gè)原子遷移，即擴(kuò)散.刃型位

錯(cuò)發(fā)生正攀移將有原子多余，大局部是由于晶體中空位運(yùn)動(dòng)到位錯(cuò)線上的結(jié)果，從而會(huì)造成空位的消失;而

負(fù)攀移那么需要外來(lái)原子，無(wú)外來(lái)原子將在晶體中產(chǎn)生新的空位.空位的遷移速度隨溫度的升高而加快，因

此刃型位錯(cuò)的攀移一般發(fā)生在溫度較高時(shí);另外，溫度的變化將引起晶體的平衡空位濃度的變億，這種空位

的變化往往和刃位錯(cuò)的攀移相關(guān).切應(yīng)力對(duì)刃位錯(cuò)的攀移是無(wú)效的，正應(yīng)力的存在有助于攀移（壓應(yīng)力有

助正攀移，拉應(yīng)力有助負(fù)攀移）,但對(duì)攀移的總體作用甚小.

13位錯(cuò)點(diǎn)缺陷交互.晶體內(nèi)同時(shí)含由位錯(cuò)和點(diǎn)缺陷時(shí)（特別時(shí)溶入的異類原子），它們會(huì)發(fā)生交互作用異類

原子在刃位錯(cuò)處會(huì)聚集，如小原子到多出半原子面處，大原子到少半原子面處,而異類原子那么溶在位錯(cuò)的

間隙處.空位會(huì)使刃位錯(cuò)發(fā)生攀移運(yùn)動(dòng).

界面

14外表能的來(lái)源.材料外表的原子和內(nèi)部原子所處的環(huán)境不同,內(nèi)部在均勻的力場(chǎng)中，能量較低，而外表的

原子有一個(gè)方向沒(méi)有原子結(jié)合，處在與內(nèi)部相比擬高的能量水平.另一種設(shè)想為一完整的晶體，按某晶面為

界切開(kāi)成兩半，形成兩個(gè)外表，切開(kāi)時(shí)為破壞原有的結(jié)合鍵單位面積所吸收的能量.由「不同的晶面原子的

排列方式不同，切開(kāi)破壞的化學(xué)鍵的量也不同，故用不同的晶面作外表對(duì)應(yīng)的外表能也不相同，一般以原子

的排列面密度愈高，對(duì)應(yīng)的外表能較小

15外表能與晶體形狀之間的關(guān)系.在晶體形成的過(guò)程中，為了使系統(tǒng)的自由能最低，盡量降低外表的總能

量，即2。A最小.一方面盡量讓。最小的晶面為外表，當(dāng)然也可能是外表能略高但能明顯減小外表積的晶

面為外表.如fee結(jié)構(gòu)的晶體自由生長(zhǎng)就為14面體

粗糙外表與平滑外表晶體的外表在宏觀為一能量較低的平面，但外表原子的缺陷，局部外表原子缺少或有

多余原子，以外表存在的陣點(diǎn)數(shù)與實(shí)有原子數(shù)的比x來(lái)表示，這些缺陷的存在可提高外表的炳，是必然存在

的.每種材料有特定的x值下外表能最低，其中x=0.5的外表穩(wěn)定的稱為粗糙外表，大多數(shù)的金屬材料是屬

于粗糙外表;x值僅在0或1附近穩(wěn)定的稱為平滑外表,大多是非金屬材料.

17晶界與雜質(zhì)原子的相互作用.少量雜質(zhì)或合金元素在晶體內(nèi)部的分布也是不均勻的，它們常偏聚于晶界,

稱這種現(xiàn)象為晶界內(nèi)吸附.產(chǎn)生的原因可參見(jiàn)位錯(cuò)與點(diǎn)缺陷的伶用，一般雜質(zhì)原子與晶體的尺、『或性質(zhì)差

異愈大，這種偏聚愈嚴(yán)重.雜質(zhì)原子在晶界的偏聚對(duì)晶體的某些性能產(chǎn)生重要的影響，

18相界面.兩種不同相的分界面.液體的外表是液相和氣相的分界面;晶體的外表是晶體和氣相（或液相）的

分界面;兩個(gè)不同的固相之間的分界面也是相界面，在我們的課程中主要是指后者.相界面的特性:相界面

的結(jié)構(gòu)和晶界有一定的共性，也有一些明顯的差異.非共格界面類似大角度晶界，而完全的共格是困難的，

共格面兩邊微少的差異可以用晶格的畸變來(lái)調(diào)整，界面兩邊差異不十分大時(shí)，將可以補(bǔ)充一定的位錯(cuò)來(lái)協(xié)

調(diào)，組成半共格界面.無(wú)論那種情況，界面都存在自己的界面能，都將對(duì)材料的結(jié)構(gòu)形貌帶來(lái)明顯的影響.

第三章相

固溶體分類位置分置換固溶體.溶質(zhì)原子取代了局部溶劑晶格中某些節(jié)點(diǎn)上的溶劑原子而形成的固溶體.

間隙固溶體.溶質(zhì)原子嵌入溶劑晶格的空隙中，不占據(jù)晶格結(jié)點(diǎn)位置

固溶體分類溶解度無(wú)限溶解固溶體.溶質(zhì)可以任意比例溶入溶劑晶格中.這是把含量較高的組元稱為溶劑,

含量較少的組元稱為溶質(zhì).有限溶解固溶體.溶質(zhì)原子在固溶體中的濃度有一定限度，超過(guò)這個(gè)限度就會(huì)有

其它相（另一種固溶體或化合物）的形成.間隙固溶體都是有限溶解固溶體.通常是過(guò)渡族金屬為溶劑，小尺

寸的C,N,H,O,B等元素為溶質(zhì).

4影響固溶體溶解度的因素在一定條件下，溶質(zhì)元素在固溶體中的極限濃度叫該元素在固溶體中的溶解

度.影響溶解度的因素很多，目前還在研究中,現(xiàn)在公認(rèn)的有1尺寸因素.在置換固溶體中，溶質(zhì)原子的尺寸

和溶劑相近，溶解度也愈大,小于15%時(shí)才有利于形成置換固溶體，要能到達(dá)無(wú)限互溶,的值還要小

一些.間隙固溶體的形成的根本條件D岐/D劑＜0.59.在間隙固溶體中，顯然D旗2劑愈小，即溶質(zhì)原子的尺寸

愈小，溶解度也大.間隙固溶體只能有限溶解2.晶體結(jié)構(gòu)因素.組元間晶體結(jié)構(gòu)相同時(shí),固溶度?般都較大,

而且才有可能形成無(wú)限固溶體.假設(shè)組元間的晶體結(jié)構(gòu)不同，便只能生成有限固溶體3電負(fù)性差.電負(fù)性為

這些元素的原子自其它原子奪取電子而變?yōu)樨?fù)離子的能力.反映兩元素的化學(xué)性能差異.兩元素間電負(fù)性

差越小，那么越容易形成固溶體，且所形成的固溶體的溶解度也就越大;隨兩元素間電負(fù)性差增大，溶解度

減小，當(dāng)其差異很大時(shí)，往往形成較穩(wěn)定的化合物4電子濃度.在金屬材料(合金)中，價(jià)電子數(shù)目⑻與原子數(shù)

目(a)之比稱為電子濃度.由于溶質(zhì)和溶劑的價(jià)電子數(shù)可能不同，電子濃度e/a=VA(l-x)+VBK.其中x為

溶質(zhì)的原子百分比濃度(摩爾分?jǐn)?shù)),VA,VB分別為溶劑和溶質(zhì)的價(jià)電子數(shù).一方面，溶質(zhì)和溶劑的價(jià)電子數(shù)

目相差大，它們的電負(fù)性的差異也大，溶解度會(huì)下降.另一方面，當(dāng)e/a為某些特定值時(shí)形成一新的晶體結(jié)

構(gòu),因此它們的溶解度也就受到相應(yīng)的限制.

5固溶體的性能特點(diǎn).1由于固溶體的晶體結(jié)構(gòu)與溶劑相同，固溶體的性能根本上與原溶劑的性能相近，即

固溶體的性能主要決定于溶劑的性能,或在溶劑性能根底上發(fā)生一些改變2固溶體的性能與原溶劑性能

的差異，或稱性能變化的大小，隨著溶質(zhì)的濃度的增加而加大3以金屬元素為溶劑的固溶體，隨著溶質(zhì)的溶

入，強(qiáng)度將提高，稱為固溶強(qiáng)化,溶質(zhì)的溶入可造成晶格畸變，材料的塑性變形的阻力加大,塑性略有下降，但

不明顯.是有效提高金屬材料力學(xué)性能的途徑之一

6金屬化合物類型.1.正常價(jià)化合物兩組元服從原子價(jià)規(guī)律而生成的正?；瘜W(xué)中所稱的化合物.通常是金

屬元素與非金屬元素組成,組元間電負(fù)性差起主要作用，兩組元間電負(fù)性差較大，它們符合一般化合物的原

子價(jià)規(guī)律.例如MnS,Al2O3,TiN,ZrO2等,其結(jié)合鍵為離子鍵;也有的是共價(jià)鍵，如SiC;少數(shù)也有以金屬鍵結(jié)

合，如Mg2Pb2電子化合物這類化合物大多是以第I族或過(guò)渡族金屬元素與第II至第V族金屬元素結(jié)合

而成.它們也可以用分子式表示，但大多不符合正?；瘜W(xué)價(jià)規(guī)律.當(dāng)e/a為某些特定值時(shí)形成一新的晶體

結(jié)構(gòu)，并且電子濃度不同，其對(duì)應(yīng)的晶體結(jié)構(gòu)的類型也就不同.常見(jiàn)的電子濃度值有21/14,21/13,21/12.由于

這類中間相與電子濃度有關(guān)，所以就稱為電子化合物，主要出現(xiàn)在金屬材料中，它們的結(jié)合鍵為金屬鍵.一

些常見(jiàn)的電子化合物可參看教材.例如Cu3iSn8,電子濃度21/13,具有復(fù)雜立方晶格3.間隙化合物.主要受組

元的原子尺、J因素控制,通常是由過(guò)渡族金屬原子與原子半徑小于0.1nm的非金屬元素碳，氮，氫，氧，硼所

組成.由于非金屬元素(X)與金屬元素(M)原子半徑比不同，結(jié)構(gòu)也有所不同.當(dāng)rx/rM<0.59時(shí)，形成具有簡(jiǎn)單

晶體結(jié)構(gòu)的化合物，如fcc,bcc,cph或簡(jiǎn)單立方,通常稱它們?yōu)殚g隙相，相應(yīng)的分子式也較簡(jiǎn)單，如

M4X,M2X,MX.MX2.當(dāng)rx/FM>0.59時(shí),形成的化合物的晶體結(jié)構(gòu)也較復(fù)雜，通常稱它們?yōu)殚g隙化合物，相應(yīng)

的分子式也較復(fù)雜,如鋼中常見(jiàn)的Fe3C。7c3,Cr23c6等.

7金屬化合物的性能特點(diǎn).大多數(shù)化合物,特別是正常價(jià)化合物，熔點(diǎn)都較高(結(jié)合鍵強(qiáng)的表現(xiàn)之一),力學(xué)性

能表現(xiàn)為硬而脆.單一由化合物在金屬材料中比擬少見(jiàn),而陶瓷材料那么是以化合物為主體.少量硬度高的

質(zhì)點(diǎn)參加到塑性材料中，將明顯提高材料的強(qiáng)度，即第二相強(qiáng)化機(jī)制.另一方面,化合物往往由特殊的物理,

化學(xué)(電，磁，光,聲等)性能,從而在功能材料中的應(yīng)用得到迅速開(kāi)展.

相圖熱力學(xué)

8克勞修斯?克萊普隆方程.設(shè)在一定溫度和壓力下，某物質(zhì)處于兩相平衡狀態(tài)，假設(shè)溫度改變?yōu)閐T,壓力相

應(yīng)的改變dp之后，兩相仍呈平衡狀態(tài).根據(jù)等溫定壓下的平衡條件△G=0,考慮Imol物質(zhì)吉布斯自由能變

化，由于平衡狀態(tài)4G=G2-Gl=0即dG2;dG1按dG=-SdT+Vdp因?yàn)檫^(guò)程是在恒溫恒壓的條件下進(jìn)行的

*=J.TTdr即為克勞修斯.克萊普隆方程,適應(yīng)于任何物質(zhì)的兩相平衡體系.

9公切線法那么?兩相平衡.在二元的情況，溫度一定時(shí)，假設(shè)AB組元可能形成aB兩種相，其自由能與成分

的關(guān)系曲線.合金成分為X時(shí)：以單一的Q相存在，自由能在1點(diǎn);以單一的B相存在，自由能在2點(diǎn);作G

aGB的公切線，切點(diǎn)分別為P,Q,延長(zhǎng)交坐標(biāo)軸為a,b.a點(diǎn)為組元A在a和B的化學(xué)位b點(diǎn)為組元B在a

和B的化學(xué)位,顯然二者相等，所以P點(diǎn)的a相成分為xl;Q點(diǎn)的B相成分為x2;它們是平衡相.兩相的數(shù)量

滿足杠桿定律，以這兩相混合的自由能在M點(diǎn).這時(shí)的自由能最低，它們才是這個(gè)溫度下的平衡相.注意平

衡相是以共切點(diǎn)的成分來(lái)分配，如果連接兩曲線的最低點(diǎn)，以這樣的成分的兩相混合，盡管每一相的自由能

比切點(diǎn)低,但數(shù)量按杠桿定律分酌后的混合自由能在3點(diǎn)，依然高于M點(diǎn)結(jié)論:二元合金兩相平衡的條件

是能夠作出這兩相自由能曲線的工切線.公切線在兩條曲線上的切點(diǎn)的成分坐標(biāo)值便是這兩個(gè)相在給定

溫度下的平衡成分.推論三個(gè)溶體平衡共存的條件是在給定的溫度下，公切線能同時(shí)切過(guò)三條自由能曲線.

或曰這三個(gè)溶體的自由能曲線有公切線.這三個(gè)切點(diǎn)的成分坐標(biāo)值便是這三個(gè)相在給定溫度下的平衡成

分.

10相律一相律是描述系統(tǒng)的組元數(shù)，相數(shù)和自由度間關(guān)系的法那么.相律有多種，其中最根本的是吉布斯

相律,其通式f=C-P+2式中,C為系統(tǒng)的組元數(shù),P為平衡共存的相的數(shù)目.自由度f(wàn)不能為負(fù)值.對(duì)于恒壓條

件:f=c-p+1.系統(tǒng)中有p相,c個(gè)組元，那么成分引起的變數(shù)P6D個(gè).系統(tǒng)總的變數(shù)為p(c-l)+L在多相平

衡時(shí),任一組元在各相間的化學(xué)位相等，每個(gè)組元可寫出個(gè)p-1等式，平衡條件總數(shù)為c(p-l)

11幾種二元相圖勻晶相圖.兩組元在液態(tài)和固態(tài)都能無(wú)限互溶如Cu-Ni,Ag-Au形成二元合金對(duì)應(yīng)的

相圖就是二元?jiǎng)蚓鄨D.相圖的構(gòu)成:由兩條曲線將相圖分為三個(gè)區(qū).左右兩端點(diǎn)分別為組元的熔點(diǎn).上面

的一條曲線稱為液相線,液相線之上為液相的單相區(qū)，常用L表示;下面的一條曲線稱為固相線，固相線之

下為固溶體的單相區(qū)，常用a表示;兩條曲線之間是雙相區(qū)，標(biāo)記L+a表示.二元共晶相圖.兩組元在液態(tài)卜.

無(wú)限互溶，固態(tài)下有限溶解，一組元溶入另一組元中時(shí)都使凝固溫度下降，并發(fā)生共易轉(zhuǎn)變.如

Pb—Sn,Ag-Cu等形成二元合金對(duì)應(yīng)的相圖就是二元?jiǎng)蚓鄨D,相圖的構(gòu)成:IAE和IBE為兩液相線,與其對(duì)

應(yīng)的t,\C和tBD為兩周相線;CG和DH固溶體a,B的溶解度隨溫度變化線;CED為水平共晶線.將相圖分

成三個(gè)單相區(qū)1,。，8；三個(gè)雙相區(qū)1+。1+8,。+8和一個(gè)三相區(qū)L+a+B,即CED為共晶線.二元

包晶相圖.兩組元在液態(tài)下無(wú)限互溶，固態(tài)下有限溶解，并且發(fā)生包晶轉(zhuǎn)變.相圖的構(gòu)成:ac和be為兩液相線,

與其對(duì)應(yīng)的ad和bp為兩固相線;df和pg固溶體a,B的溶解度隨溫度變化線;dpc為包晶轉(zhuǎn)變線.它們分隔

相圖為三個(gè)單相區(qū)L,a,B；三個(gè)雙相區(qū)L+a,L+B,a+B；一個(gè)三相區(qū)L+a+B,即水平線dpc為包

晶線.

第四章單組元材料的結(jié)晶

1凝固狀態(tài)的影響因素1物質(zhì)的本質(zhì).原子以那種方式結(jié)合使系統(tǒng)吉布斯自由能更低.溫度高時(shí)原子活動(dòng)

能力強(qiáng)排列紊亂能量低，而低溫下按特定方式排列結(jié)合能高可降低其總能量.這是熱力學(xué)的根本原則2

熔融液體的粘度:粘度表征流體中發(fā)生相對(duì)運(yùn)動(dòng)的阻力，隨溫度降低，粘度不斷增加,在到達(dá)結(jié)晶轉(zhuǎn)變溫

度前，粘度增加到能阻止在重力作用物質(zhì)發(fā)生流動(dòng)時(shí)，即可以保持固定的形狀、這時(shí)物質(zhì)已經(jīng)凝固，不

能發(fā)生結(jié)晶.例如玻璃，高分子材料3熔融液體的冷卻速度:冷卻速度快，到達(dá)結(jié)晶溫度原了?來(lái)不及重新

排列就降到更低溫度，最終到室溫時(shí)難以重組合成晶體，可以將無(wú)規(guī)則排列固定下來(lái).金屬材料需要到

達(dá)IO6℃/s才能獲得非晶態(tài).

2結(jié)晶的熱力學(xué)條件.結(jié)晶過(guò)程不是在任何情況下都能自動(dòng)發(fā)生.自然界的一切自發(fā)轉(zhuǎn)變過(guò)程總是向著自

由能降低的方向進(jìn)行.因?yàn)橐后w的端值恒大于固體的嫡，所以液體的曲線下降的趨勢(shì)更陡，兩曲線相交處的

溫度Tm,當(dāng)溫度T=Tm時(shí)旅相和固相的自由能相等，處于平衡共存,所以稱Tm為臨界點(diǎn)也就是理論凝固溫

度.當(dāng)TvTm時(shí),從液體向固體的轉(zhuǎn)變使吉布斯自由能下降，是自發(fā)過(guò)程，發(fā)生結(jié)晶過(guò)程;反之，當(dāng)T>Tm時(shí)，從

固體向液體的轉(zhuǎn)變使吉布斯自由能下降，是自發(fā)過(guò)程，發(fā)生熔化過(guò)程.所以結(jié)晶過(guò)程的熱力學(xué)條件就是溫度

在理論熔點(diǎn)以下.

3結(jié)晶過(guò)程.溫度變化規(guī)律:材料的熔體在熔點(diǎn)以上不斷散熱,溫度不斷下降，到理論結(jié)晶溫度并不是馬上變

成固態(tài)的晶體，繼續(xù)降溫而出現(xiàn)過(guò)冷.過(guò)冷到某一程度開(kāi)始結(jié)晶.放出結(jié)晶潛熱,可能會(huì)使其溫度上升.到略

低于熔點(diǎn)的溫度時(shí)，放出的熱量和散熱可到達(dá)平衡，這時(shí)處于固定溫度，在冷卻曲線上出現(xiàn)平臺(tái).結(jié)晶過(guò)程

完成，沒(méi)有潛熱的補(bǔ)充,溫度將重新不斷下降，直到室溫.組織的變化在一定的過(guò)冷度下，液態(tài)的熔體內(nèi)首先

有細(xì)小的晶體生成，稱為形核.隨后已形成的晶核不斷的長(zhǎng)大，同時(shí)在未轉(zhuǎn)變的液體中伴隨新的核心的形成.

生長(zhǎng)過(guò)程到相鄰的晶體互相接觸，直到液體全部轉(zhuǎn)變完畢.每個(gè)成長(zhǎng)的晶體就是?個(gè)晶粒，它們的接觸分界

面就形成晶界.

4自發(fā)形核1能量變化.在一定的過(guò)冷度下，液體中假設(shè)出現(xiàn)一固態(tài)的晶體，該區(qū)域的能量將發(fā)生變化，一方

面一定體積的液體轉(zhuǎn)變?yōu)楣腆w，體積自由能會(huì)下降，另一方面增加了液一周相界面，增加了外表自由能2臨

界大小.在一定過(guò)冷度下,AGv為負(fù)值，而。恒為正值.可見(jiàn)晶體總是希望有最大的體積和最小的界面積.設(shè)

△Gv和。為常數(shù)，最有利的形狀為球.當(dāng)細(xì)小晶體的半徑大于臨界尺寸，晶體長(zhǎng)大時(shí)吉布斯自由能下降，這

種可以長(zhǎng)大的小晶體稱為晶核如果它的半徑小于臨界尺寸，晶體長(zhǎng)大時(shí)吉布斯自由能將上升，自發(fā)過(guò)程為

不斷減小到消失3晶核的來(lái)源.熔體在熔點(diǎn)附近時(shí)，處在液態(tài)總體的排列是無(wú)序的，但局部的小區(qū)域并非靜

止不動(dòng)的，原子的運(yùn)動(dòng)可造成局部能量在不斷變化，其瞬間能量在平均值的上下波動(dòng)，對(duì)應(yīng)的原子排列在變

化，小范圍可瞬間為接近晶體的排列，其范圍大小對(duì)應(yīng)的能量于平均能量之差A(yù)G小于臨界尺寸的(晶胚)

下一步減小到消失，大于臨界尺寸的可能不斷長(zhǎng)大，晶核.等于臨界尺寸大小的晶核高出平均能量的那局部

稱為“形核功''.過(guò)冷度愈小，固一液自由能差也小，臨界尺寸大，形核功也高，出現(xiàn)的幾率也小.太小的過(guò)冷度

在有限的時(shí)空范圍內(nèi)不能形核

5非自發(fā)形核.如果形核不是在液體內(nèi)部，如附著在某些已存在的固體（液體中存在的未熔高熔點(diǎn)雜質(zhì)），例

如在固體上形成球冠形，這時(shí)可以利用附著區(qū)原液體和雜質(zhì)的界面能,特別是核心和雜質(zhì)間可能有小的界

面能.這種依附在某些已有的固體上形核稱之為

6晶核的長(zhǎng)大一長(zhǎng)大條件.從熱力學(xué)分析可知，要使系統(tǒng)的自由能下降,在液一周界面附近的局部液體轉(zhuǎn)變

為固體，依然要求在界面附近要存在過(guò)冷度，前面冷卻曲線上平臺(tái)和理論結(jié)晶溫度之差就是長(zhǎng)大所要求的

過(guò)冷度，也稱為“動(dòng)態(tài)過(guò)冷度”.金屬材料的動(dòng)態(tài)過(guò)冷度很小，僅0.01—0.05℃,而非金屬材料的動(dòng)態(tài)過(guò)冷度就

大得多.假設(shè)液一固界面處于平衡，那么界面的溫度應(yīng)該為理論結(jié)晶溫度.二長(zhǎng)大速度.凝固過(guò)程中，晶體在

不斷長(zhǎng)大，界面在單位時(shí)間向前推移的垂直距離稱為長(zhǎng)大線速度三正溫度梯度下晶體的長(zhǎng)大.正溫度梯度

是指液一固界面前沿的液體溫度隨到界面的距離的增加而升高，這時(shí)結(jié)晶過(guò)程的潛熱只能通過(guò)己凝固的

固體向外散失.平衡時(shí)界面的溫度為理論結(jié)晶溫度，液體的溫度用于理論結(jié)晶溫度.當(dāng)通過(guò)已凝固的固體散

失熱后時(shí)，到達(dá)動(dòng)態(tài)過(guò)冷的局部液體轉(zhuǎn)變?yōu)楣腆w,界面向前推移.到達(dá)理論結(jié)晶溫度處，生長(zhǎng)過(guò)程將停止.所

以這時(shí)界面的形狀決定于散熱，實(shí)際上為理論結(jié)晶溫度的等溫面.在小的區(qū)域內(nèi)界面為平面，局部的不平衡

帶來(lái)的小凸起因前沿的溫度較高而放慢生長(zhǎng)速度，因此可理解為齊步走，稱為平面推進(jìn)方式生長(zhǎng).四負(fù)溫度

梯度下晶體的長(zhǎng)大.負(fù)溫度梯度是指液一固界面前沿的液體溫度隨到界面的距離的增加而降低，這時(shí)結(jié)晶

過(guò)程的潛熱不僅可通過(guò)已凝固的固體向外散失，而且還可向低溫的液體中傳遞.在小的區(qū)域內(nèi)假設(shè)為平面,

局部的不平衡可帶來(lái)某些小凸起，因前沿的溫度較低而有利生長(zhǎng)，因而凸起的生長(zhǎng)速度將大于平均速度，凸

起迅速向前開(kāi)展，可理解賽跑的競(jìng)爭(zhēng)機(jī)制，在凸起上可能再有凸起，如此開(kāi)展而表現(xiàn)為數(shù)枝晶的方式長(zhǎng)大.

枝晶間的空隙最后填充，依然得到完整的晶體.

7樹(shù)枝晶的生長(zhǎng)按樹(shù)枝方式生:長(zhǎng)的晶體稱為樹(shù)枝晶，先凝固的稱為主干，隨后是分支，再分支.①純潔的材料

結(jié)晶完畢見(jiàn)不到樹(shù)枝晶,但凝固過(guò)程中一般體積收縮，樹(shù)枝之間假設(shè)得不到充分的液體補(bǔ)充,樹(shù)枝晶可保存

下來(lái)②生長(zhǎng)中晶體分支受液體流動(dòng)，溫差，重力等影響，同方向的分支可能出現(xiàn)小的角度差,互相結(jié)合時(shí)會(huì)

留下位錯(cuò)③材料中含有雜質(zhì)，在結(jié)晶時(shí)固體中的雜質(zhì)比液體少，最后不同層次的分枝雜質(zhì)含量不相同，其組

織中可見(jiàn)樹(shù)枝晶

8非金屬晶體的長(zhǎng)大正溫度梯度下，等溫面和有利的晶體外表不相同時(shí),界面會(huì)分解為臺(tái)階形.在外表的臺(tái)

階處有利晶體的生長(zhǎng)，這時(shí)原子從液體轉(zhuǎn)移到固體中增加的外表積較小，臺(tái)階填充完后在外表生長(zhǎng)也需要

一定的臨界尺寸,表現(xiàn)為非金屬生長(zhǎng)的動(dòng)態(tài)過(guò)冷度比金屬大，其中特別是螺位錯(cuò)造成的外表臺(tái)階對(duì)生長(zhǎng)有

利,并且是永遠(yuǎn)填不滿的臺(tái)階.

9界面結(jié)構(gòu)對(duì)晶體生長(zhǎng)影響-受界血能和說(shuō)明端的影響，液一回界血的微觀結(jié)構(gòu)有兩中類型:平滑型（晶面

型）界面上原子排列平整，通常為晶體的某一特定晶面,界面上缺位或單貼原子較少.粗糙型（非晶面型）界

面上缺位或單貼原子較多，粗糙不平，不顯示任何晶面特征.大多金屬材料時(shí)如此.粗糙界面生長(zhǎng)時(shí)向各個(gè)

方向無(wú)區(qū)別.對(duì)于平滑界面能低的晶面與等溫面不重和，原子將在臺(tái)階面處生長(zhǎng).（無(wú)臺(tái)階時(shí)，少量的原子很

箱吸附在光滑平面上，需要一批原子〈二維晶核〉，所需的動(dòng)態(tài)過(guò)冷度較大.最終的形狀與晶體的各向異性

相關(guān)，對(duì)應(yīng)獨(dú)特的外形

10鑄件晶粒大小的控制從液體凝固后，每個(gè)晶核生長(zhǎng)成一個(gè)晶粒，晶核多晶粒的尺寸自然就小.凝固理論

分析說(shuō)明晶粒尺寸決定于N/Q即形核率高晶粒細(xì)小，而長(zhǎng)大速度快,晶粒尺寸增大.控制原理與方法:生產(chǎn)

過(guò)程通常希望材料得到細(xì)小的尺寸，為此控制晶粒尺寸的方法有:第?，降低澆注溫度和加快冷卻速度，如

金屬模，或加快散熱，盡管形核率和長(zhǎng)大速度都提高，但形核率的提高快得多，所得到的晶粒將細(xì)化,可是快

冷卻速度會(huì)增加零件的內(nèi)應(yīng)力有時(shí)甚至可能造成開(kāi)裂，有時(shí)因生產(chǎn)環(huán)境和零件尺寸達(dá)不到快速冷卻.第二,

加變質(zhì)劑即人為參加幫助形核的其它高熔點(diǎn)細(xì)粉末，如在銅中加少最鐵粉或鋁中加AI2O3粉等，以非均勻

方式形核并阻礙長(zhǎng)大.第三，鑄件凝固中用機(jī)械或超聲波震動(dòng)等也可細(xì)化晶粒尺寸.假設(shè)希望晶粒粗大，如

用于高溫的材料，對(duì)這些因素進(jìn)行相反的操作.

11凝固體的結(jié)構(gòu)--表層等軸細(xì)晶區(qū).晶粒細(xì)小，取向隨機(jī)，尺寸等軸，因?yàn)闈茶T時(shí)錠模溫度低,大的過(guò)冷度加

上模壁和涂料幫助形核,大的形核率使與錠模接觸的表層得到等軸細(xì)晶區(qū).柱狀晶區(qū).隨模具溫度的升高,

只能隨錠模的散熱而降低溫度，形核困難，只有表層晶粒向內(nèi)生長(zhǎng),不同晶向的生長(zhǎng)速度不一樣，那些較生

長(zhǎng)有利的局部晶粒同時(shí)向內(nèi)長(zhǎng)大，掩蓋了大量的晶粒，形成了較粗且方向根本相同的長(zhǎng)形晶粒區(qū).中心等軸

晶區(qū).凝固的進(jìn)行后期，四周散熱和液體的對(duì)流,中心的溫度到達(dá)均勻，降到凝固點(diǎn)以下后，表層晶粒的沉降,

生K中碎斷晶枝的沖入可作為核心,且可向四周均勻生長(zhǎng)，形成等軸晶,晶核數(shù)量的有限，該區(qū)間的晶粒通

常較粗大.

12鑄錠中的組織缺陷-縮孔大多材料凝固后體積收縮，留下的空腔就形成縮孔，縮孔是不可防止的，減少危

害措施可后加液體補(bǔ)縮減小縮孔，讓縮孔在不使用部位,如鑄錠或鑄件的冒口，凝固后切去來(lái)保證使用部位

無(wú)縮孔疏松實(shí)際為微小分散的收縮孔，樹(shù)枝間或晶粒間收縮孔被凝固的固體封閉而得不到液體補(bǔ)充而留

下得缺陷.中部比邊緣多，尺寸大的鑄件比小尺寸鑄件嚴(yán)重.型材的軋制可減小或消除其不利的影響.氣孔

液體中的氣體在凝固中未排出在凝固體內(nèi)形成的缺陷.氣體的來(lái)源析出型（氣體在液,固中的溶解度不同）

和反響型（凝固過(guò)程中發(fā)生的化學(xué)反響生成）.夾雜物與基體要求成分和組織都不相同多余顆粒，外來(lái)夾雜

物有澆鑄中沖入的其它固體物，如耐火材料，破碎鑄模物等.成分偏析在多組元材料中，不同位置材料的成

分不均勻叫做偏析.按其區(qū)域分為宏觀偏析（不同區(qū)域的成分不同）和微觀偏析（各區(qū)域平均成分相同，在微

觀位置如一個(gè)晶粒的內(nèi)部或更小的范圍看成分有差異）.

13單晶的制備,盡管在工程材料中應(yīng)用的絕大多數(shù)是細(xì)晶粒多晶體材料，在高溫應(yīng)用一些粗晶粒的材料,

但在一些專門的場(chǎng)合，如電子工業(yè)或科學(xué)研究中也經(jīng)常需要單晶體材料.根據(jù)凝固理論，要想得到單晶體,

在凝固的過(guò)程中只有晶體長(zhǎng)大而不能有新的晶核形成，采取的措施就是:熔體的純度非常高,防止非均勻形

核;1液體的溫度控制在精確的范圍內(nèi)，過(guò)冷度很小，可以生長(zhǎng)但缺乏以發(fā)生自發(fā)形核2引入?個(gè)晶體（晶

和），僅讓這個(gè)晶體在此環(huán)境中長(zhǎng)大.

4體心立方晶系比外表能.答采用“近鄰斷鍵模型”來(lái)計(jì)算固體晶體的外表能，兩點(diǎn)假設(shè)1每個(gè)原子只與其

最近鄰的原子成鍵（最近鄰原子數(shù)即為該晶體結(jié)構(gòu)的配位數(shù)），并且只考慮最近鄰原子間的結(jié)合能;2原子

間的結(jié)合能（-Ua）不隨溫度變化，對(duì)于具有任意晶體結(jié)構(gòu)的固態(tài)晶體，某一晶面｛hkl｝的外表能可以用下式

計(jì)算：yS｛hkl）=N｛hkl｝Z（Ua/2）式中,N｛hkl｝為｛hkl｝晶面單位面積的原子數(shù),Z為晶體沿｛hkl｝晶面斷開(kāi)形

成新外表時(shí)｛hkl｝晶面上每個(gè)原子需要斷裂的鍵數(shù)

第五章合金的凝固與結(jié)晶

勻晶2固溶體非平衡冷卻.過(guò)程從固溶體的凝固特征可知，在晶體長(zhǎng)大過(guò)程中，組元元素在析出的固相中不

斷的發(fā)生遷移.但原子在固體中的遷移相對(duì)結(jié)晶過(guò)程是較慢的，完全到達(dá)平衡凝固是需要相當(dāng)長(zhǎng)的時(shí)間，一

般的冷卻凝固達(dá)不到平衡狀態(tài).在冷卻速度較快時(shí)的凝固是非平衡凝固，從相圖中可見(jiàn)，在略低于開(kāi)始凝固

溫度11下開(kāi)始析出的固體的成分為a到12溫度晶體外表生長(zhǎng)的成分可為a2,由于擴(kuò)散速度跟不上來(lái)，心

部的成分來(lái)不及到達(dá)和外表一樣就冷卻到下一溫度13,因此析出的固體的成分表里不一，平均成分也偏離

了固相線.到達(dá)平衡和固相線交點(diǎn)的溫度If時(shí)還有液相存在，繼續(xù)冷卻到一更低的溫度，固體的平均成分回

到合金成分時(shí)液體消失，凝固過(guò)程才結(jié)束.特點(diǎn):①凝固過(guò)程中，液,固兩相的成分偏離液，固相線;②凝固過(guò)

程進(jìn)行到一更低的溫度才能完成;③生成固體的成分是不均勻的.隨著冷卻速度的加大，這些差異特點(diǎn)表現(xiàn)

的愈明顯.結(jié)果:生成固體的成分不均勻叫偏析，快速冷卻時(shí)在一個(gè)晶粒內(nèi)部先后結(jié)晶的成分有差異，所以

稱為晶內(nèi)偏析，金屬的晶體往往以樹(shù)枝晶方式生長(zhǎng)，偏析的分布表現(xiàn)為不同層次的枝晶成分有差異，因此這

種偏析又稱枝晶偏析.晶內(nèi)偏析的程度決定于:相圖中液一固相線相距愈遠(yuǎn)，組元元素原子的遷移能力愈

低（擴(kuò)散系數(shù)?。?冷卻速度愈大，造成的晶內(nèi)偏析將愈嚴(yán)重.消除偏析的方法:前兩條原因是不可更改的，但

并不是采用慢速冷卻，因?yàn)槁倮鋮s會(huì)使晶粒變大，最高和最低成分之間的距離加大消除更困難，而是快速

冷卻，細(xì)化晶粒，會(huì)帶來(lái)晶內(nèi)的偏析，即宏觀均勻而微觀有大的差異,凝固后重新加熱到略低于熔點(diǎn)溫度，進(jìn)

行一段時(shí)間的保溫,讓原子在這時(shí)進(jìn)行擴(kuò)散遷移，到達(dá)均勻,這種方法稱為均勻化退火.

3成分過(guò)冷.在正溫度梯度下，純金屬的生長(zhǎng)方式為平面推進(jìn)，而固溶體凝固時(shí),卻有樹(shù)枝狀生長(zhǎng)司胞狀生長(zhǎng)

存在,這是由于凝固過(guò)程中，成分是在不斷變化，液體和固體的成分均不能到達(dá)平衡狀態(tài)，產(chǎn)生了成分過(guò)冷

現(xiàn)象.現(xiàn)象在相圖中,成分為Co的合金凝固時(shí)，開(kāi)始析出的固相為koCo,多余的B組元排放到液體中,在界面

處B組元的濃度高于平均值，逐漸向液體中擴(kuò)散.在液體未到達(dá)均勻時(shí),結(jié)晶繼續(xù)進(jìn)行，新析出的固體成分

中B的量也隨著上升，同時(shí)液體中界面處B濃度上升到更高的水平，擴(kuò)散的速度因濃度差的提高而加快.

遠(yuǎn)處液體的成分依然為Co,到B組元的擴(kuò)散量和固體排放平衡時(shí)，析出固體的成分也為Co,這時(shí)的成分分

布如圖b所示.對(duì)照相圖,液體的開(kāi)始凝固溫度隨著液體的成分變化而變化，圖c給出其分布曲線TL（X）,如

果G2為實(shí)際溫度，比照可以看出在界面前沿的液體中的一小區(qū)域內(nèi)，盡管溫度比界面處高,卻存在一定的

過(guò)冷度，這種由成分的不均勻而產(chǎn)生的過(guò)冷度稱為，成分過(guò)冷'.固溶體凝固過(guò)程中，由于析出的固體的成分

和原液體有一定的差異，排放到液體中的某些組元來(lái)不及均勻，這種因成分偏差對(duì)應(yīng)的凝固溫度也不同而

造成的附加過(guò)冷度稱為成分過(guò)冷.

成分過(guò)冷對(duì)凝固過(guò)程的影響.不同的固溶體對(duì)應(yīng)的相圖形式不同，不同組元的擴(kuò)散能力各自不同,加上凝

同過(guò)程的實(shí)際溫度分布也不相同，成分過(guò)冷的影響也必然存在差異，凝固后的組織也各不相同.1實(shí)際溫度

梯度較大,在凝固過(guò)程中不出現(xiàn)成分過(guò)冷現(xiàn)象2成分過(guò)冷區(qū)較小，界面處的不平衡生長(zhǎng)的凸起始終處在領(lǐng)

先的狀態(tài)，但這個(gè)凸起既不會(huì)消失，也不能開(kāi)展到成分過(guò)冷區(qū)外,凸起和底部的微小成分有一定差異而開(kāi)展

成胞狀組織3中區(qū)域的成分過(guò)冷可能生成胞狀到樹(shù)枝晶的各種寸渡組織4成分過(guò)冷區(qū)較大，凸起開(kāi)展較長(zhǎng),

在凸起上再生新的凸起，就可生成樹(shù)枝晶5如果成分過(guò)冷區(qū)域特別大，得到的成分過(guò)冷度也十分大,假設(shè)到

達(dá)形核要求的過(guò)冷度時(shí)，在成分過(guò)冷區(qū)可能形成新的晶核，新晶核的生長(zhǎng)阻礙原晶粒生長(zhǎng)，對(duì)柱狀晶的開(kāi)展

產(chǎn)生隔斷作用.

共晶4二元?jiǎng)蚓鄨D.兩組元在液態(tài)下無(wú)限互溶，固態(tài)卜.有限溶解，一組元溶入另一組元中時(shí)都使凝固溫度

下降，并發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變.如Pb-Sn,Ag-Cu等形成二元合金對(duì)應(yīng)的相圖就是.過(guò)程.在TE溫度以上僅是液體

的冷卻到達(dá)略低于TE的溫度，按L+0相區(qū)分析應(yīng)為從液體中析出C成分的a相，而按L+B相區(qū)分析應(yīng)

從液體中析出D成分的B相.如果a和B按一定的比例析出,最終液體的成分不變，兩固相不斷同時(shí)析出，

即共同結(jié)晶，故稱為共晶轉(zhuǎn)變，宜到液體完全消失，結(jié)晶過(guò)程完成，得到的是兩固相的混合物，稱為共晶體.在

4溫度以下僅是固體的冷卻

5形核特點(diǎn).交替形核，在一定的過(guò)冷度下，盡管兩固相都可能從液體中形核，由于兩固溶體的成分結(jié)構(gòu)的差

異，總有一個(gè)固相先形核為領(lǐng)先相，設(shè)領(lǐng)先相為a,由于a富A組元，其生長(zhǎng)時(shí)附近液體那么富B組元,a的

存在和液體中B的富集,B相將附著在u上形核并長(zhǎng)大，同理在。相外將陽(yáng)若a的形核長(zhǎng)大.此外也有人認(rèn)

為交替形核是以邊緣橋接生長(zhǎng)方式來(lái)實(shí)現(xiàn)的.

7生長(zhǎng)特點(diǎn)共同生長(zhǎng).兩個(gè)相長(zhǎng)大時(shí)都要排放相應(yīng)的溶質(zhì)組元，排出的溶質(zhì)將阻礙自身的生長(zhǎng)，但兩相同時(shí)

生長(zhǎng)時(shí)，一相排出的組元正是另一相生長(zhǎng)所需要的，所以兩相的生長(zhǎng)過(guò)程將互相促進(jìn)，最后是兩相共同攜手

長(zhǎng)大.由于兩周相的成分是固定的，綜合成分應(yīng)和液體的成分相同，它們的數(shù)量反映在二者的厚度相比照例

上.

8組織特點(diǎn).當(dāng)兩個(gè)固相都是金屬性較強(qiáng)相時(shí)，共晶體一般生長(zhǎng)成層片狀.當(dāng)兩相的相對(duì)數(shù)量比相差懸殊時(shí),

在界面能的作用下，數(shù)量較小的相將收縮為條，棒狀，更少時(shí)為纖維狀，甚至為點(diǎn)（球）狀.當(dāng)有一相或兩相都

具有較強(qiáng)的非金屬性時(shí),它們表現(xiàn)出較強(qiáng)的各向異性，不同方向的生長(zhǎng)速度不同，并且有特定的角度關(guān)系，

同時(shí)生長(zhǎng)過(guò)程要求的動(dòng)態(tài)過(guò)冷度也有差異，往往有一個(gè)相在生長(zhǎng)中起主導(dǎo)作用，決定了兩相的分布，共晶體

的形態(tài)也具有獨(dú)特性，這時(shí)常見(jiàn)的形態(tài)有針狀,骨肋狀，蜘蛛網(wǎng)狀，螺旋狀等.

9共晶合金非平衡凝固.1冷卻速度較快，共晶體的形成轉(zhuǎn)變進(jìn)行較快，共晶體中兩相的層片間距變?。ㄏ鄬?duì)

的比例仍舊不變）;非共晶局部的轉(zhuǎn)變同固溶體的非平衡轉(zhuǎn)變.2偽共晶.在共晶點(diǎn)附近非共晶成分的合金

在快速冷卻時(shí)，少量初生相的析出未進(jìn)行就被冷卻到共晶溫度以下，直接發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變，可以得到全部的共

晶體組織,這種組織稱為偽共晶.它們的形貌和共晶體沒(méi)有明顯的差異,僅內(nèi)部?jī)上嗟臄?shù)量比有覺(jué)察不到差

異3亞（過(guò)）共晶成分的合金在快速冷卻時(shí)，由固溶體析出和偽共晶轉(zhuǎn)變綜合可知，①初晶的晶粒細(xì)化;②初

生相內(nèi)有晶內(nèi)偏析（可能為枝晶偏析）;③共晶體細(xì)化且多為偽共晶;④共晶體的數(shù)量多于平衡態(tài)4,出現(xiàn)非

平衡共晶未到共晶平衡的合金，在冷卻到共晶溫度以下時(shí)，固溶體凝固未完成，余下的液體成分也到共晶成

分附近，發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變.這種本不應(yīng)該有共晶體的材料因冷卻速度過(guò)快，發(fā)生非平衡轉(zhuǎn)變而生成的共晶體稱

為非平衡共晶.非平衡共晶的數(shù)量隨冷卻速度的加快而增加，但總量較少，一般出現(xiàn)在幾個(gè)晶粒的交界處5

離異共晶凝固形成的共晶體數(shù)展較少時(shí)，有時(shí)共晶體中的同初生相相同的一相依附在初生相上，另一相擠

到初生相的晶界單獨(dú)存在，這種見(jiàn)不到共晶形貌的共晶體稱為離異共晶.它可發(fā)生在平衡凝固時(shí)，而非平衡

共晶有時(shí)也以離異共晶的形式出現(xiàn).

二元包晶相圖

10形成過(guò)程:兩組元在液態(tài)下無(wú)限互溶，固態(tài)下有限溶解，并且發(fā)生包晶轉(zhuǎn)變.成分為P點(diǎn)合金的凝固.在液

相區(qū)為液體的冷卻，進(jìn)入兩相區(qū)，發(fā)生與固溶體凝固相同的凝固轉(zhuǎn)變，到達(dá)P點(diǎn),液體的成分為C,固體的成

分為D.從L+B相區(qū)可知也滿足液體和B相的平衡，與C成分液體平衡還有P成分的固體B相.B相的形

核在a相晶體和液體的邊界處，曰于B相的成分介于液體和a相之間，所以它是靠消耗局部已有的a相和

局部液體來(lái)比現(xiàn).B相的生K：在液體和a相的交界面處最有利，沿邊界同時(shí)消耗液體和a相來(lái)長(zhǎng)大,形成的

B相包圍在a相外圍，將a相與液體分隔開(kāi)，所以把這種轉(zhuǎn)變稱為包晶轉(zhuǎn)變.在略低于?TP的溫度下,進(jìn)一步

的生長(zhǎng)過(guò)程，伴隨A組元從a相穿過(guò)B相到達(dá)液體界面，液體轉(zhuǎn)變?yōu)锽相，同時(shí)多余的B組元穿過(guò)3相到達(dá)

a相界面,a相中B組元的減少使局部a相轉(zhuǎn)變?yōu)锽相以保證。相要求的成分.即B相長(zhǎng)大的過(guò)程是A組

元穿過(guò)B相向液體處擴(kuò)散,B組元穿過(guò)B相向a相處擴(kuò)散，同時(shí)消耗液相和a相.

11包晶非平衡轉(zhuǎn)變組織.包晶轉(zhuǎn)變過(guò)程伴隨組元在B相的固體中擴(kuò)散遷移，因此包晶轉(zhuǎn)變進(jìn)行的非常緩慢,

到達(dá)上述情況是理想的平衡分析，實(shí)際冷卻很難實(shí)現(xiàn).在一般的冷卻條件下，包晶轉(zhuǎn)變未結(jié)束，系統(tǒng)已經(jīng)到

T，以下的溫度，液體將將按L+B兩相平衡規(guī)律直接凝固結(jié)晶.P點(diǎn)成分的合金一方面會(huì)有局部a相殘留，

另一方面B相的成分偏離P點(diǎn)以這種不平衡的組織保存下來(lái).成分在DP之間的合金，由于包晶轉(zhuǎn)變的不

充分，在a相的晶界處會(huì)有液體直接凝固生成的B相存在.成分在PC之間的合金,本來(lái)不應(yīng)該有剩余的a

相，由于包晶轉(zhuǎn)變的不充分，在B相的晶體內(nèi)部將會(huì)有殘留的a相存在.

12鐵碳合金相圖1純鐵.1394-1538為體心立方結(jié)構(gòu)，稱為&戈,912-1394為面心立方結(jié)構(gòu)，稱為r-fe,912°以

下為體心立方結(jié)構(gòu)為&-fe它是鐵磁性的.純鐵的塑性韌性好，但強(qiáng)度硬度低彳艮少用作結(jié)構(gòu)材料.由于純鐵

具有高的磁導(dǎo)率，固可用于要求軟磁性的場(chǎng)合.

2.fe3C稱為滲碳體，鐵與碳形成的間隙化合物，其w為6.69%屬正交晶系.理論上熔點(diǎn)為1227.在低溫時(shí)略

有鐵磁性，在230°以上消失.由于其是介穩(wěn)定化合物,當(dāng)條件適當(dāng)時(shí)，它分解出單質(zhì)狀態(tài)的碳稱為石墨.3鐵

碳合金相.碳溶于&-fe和&-fe中而形成的間隙固溶體稱為鐵素體，體心立方結(jié)構(gòu).碳溶于r-fe中而形成的間

隙固溶體稱為奧氏體具有面心立方結(jié)構(gòu)，馬氏體體心四方結(jié)構(gòu)

131包晶轉(zhuǎn)變.在HJB水平線1495c發(fā)生包晶反響LB+&H=rJ即在1495度的恒溫下w為0.53%的液相與

w為0.09%的&鐵素體發(fā)生反響，生成w為0.17%的奧氏體.2共晶反響.ECF線,1148°是共晶反響線.含碳

量在E-F(w為2.11%669%)之間的鐵碳合金均要發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變Lc=(Re+Fe3C)轉(zhuǎn)變產(chǎn)物是奧氏體

和滲碳體的機(jī)械混合物，稱為萊氏體.萊氏體中的滲碳體稱為共晶滲碳體3共析反響.在PSK(727°)發(fā)

生共析轉(zhuǎn)變r(jià)s=&p+Fe3C共析轉(zhuǎn)變產(chǎn)物稱為珠光體P表示.從液相中經(jīng)CD線析出的一次滲碳體Fe3C,奧

氏體中將析出Fe3c，稱為二次滲碳體Fe3C,鐵素體從727°冷卻也將析出滲碳體，稱為三次滲碳體.

14鑄鐵.按有無(wú)共晶反響將其分為碳鋼和鑄鐵兩大類，即w大于2.11%為鑄鐵;w小于2.11%為碳鋼.按

Fe-Fe3c系結(jié)晶的鑄鐵，因其斷口呈白亮色稱白口鑄鐵.含石墨組織的Fe-C合金稱灰口

15合金的平衡冷卻凝固過(guò)程.合金O自液態(tài)冷卻下來(lái)，開(kāi)始是液體的降溫，直到液相面的溫度Is,溫度再下

降時(shí)旅態(tài)具有一定的過(guò)冷度，開(kāi)始凝固,形核長(zhǎng)大析出的固體a,在這溫度下可到達(dá)液一固平衡，平衡時(shí)液

體的成分在液相面上某一點(diǎn)，固相成分也應(yīng)在固相面上的某一點(diǎn).溫度不斷下降，液體的數(shù)量在逐漸減少，

固體的數(shù)量不斷增加，液體的成分變化一直在液相面上，而固體的成分變化在固相面上.到達(dá)和固相面交點(diǎn)

溫度tf時(shí),液體全部消失，得到成分為O的均勻固溶體.隨后溫度下降僅是固體的冷卻降溫，組織不發(fā)生變化.

整個(gè)結(jié)晶在一溫度范圍內(nèi)完成，由于有結(jié)晶潛熱的放出,在冷卻曲線上凝固時(shí)卜.降平緩，曲線在凝固開(kāi)始和

結(jié)束處有明顯的轉(zhuǎn)折.如果不過(guò)分考究轉(zhuǎn)變過(guò)程的內(nèi)涵，三元?jiǎng)蚓Х错懙倪^(guò)程與二勻晶反響根本相同.都是

法行選分結(jié)晶，在平衡緩慢冷卻過(guò)程中,都可得到成分均勻的固溶體.如果在非平衡冷卻過(guò)程，同樣會(huì)出現(xiàn)

晶內(nèi)偏析,假設(shè)晶體以樹(shù)枝晶方式長(zhǎng)大，便得到枝晶偏析組織.在結(jié)晶過(guò)程中，也存在成分過(guò)冷的影響.

第六章擴(kuò)散與固態(tài)相變

1菲克第一定律.菲克第一定律適用于穩(wěn)態(tài)擴(kuò)散,即在擴(kuò)散的過(guò)程中各處的濃度不因?yàn)閿U(kuò)散過(guò)程的發(fā)生而

隨時(shí)間的變化而改變，也就是dc；dt=0，、J為單位時(shí)間通過(guò)垂直于擴(kuò)散方向的單位面積的擴(kuò)散物質(zhì)

的通量dc/dx為溶質(zhì)原子的濃度梯度.負(fù)號(hào)表示物質(zhì)總是從濃度高處向濃度低的方向遷移;比例常數(shù)D稱

為擴(kuò)散系數(shù).2菲克第二定律,在一維狀態(tài)下非穩(wěn)態(tài)擴(kuò)散的微分方程，即為菲克第二定律的數(shù)學(xué)表達(dá)式，又稱

為擴(kuò)散第二方程.方程可寫成洋〃帝

3,間隙擴(kuò)散機(jī)制.擴(kuò)散機(jī)制:溶質(zhì)原子存在晶格的間隙中，如Fe中的C,N,H等元素力微過(guò)程是間隙原子從

所處在的間隙，擠過(guò)晶格原子的空隙，到達(dá)相鄰的另一個(gè)間隙溶質(zhì)原子從一個(gè)間隙到另一個(gè)間隙的過(guò)程，在

間隙中的平衡位置的能量為Gi,從晶格原子中擠過(guò)去，最高能量到達(dá)G2,存在能壘AG=G2G

4空位擴(kuò)散機(jī)制.在置換固溶體中,由于晶格中存在空位，空位周圍的原子(包括溶劑和溶質(zhì)原子)由熱運(yùn)動(dòng)

可能進(jìn)入空位，即原子利用空位最后到達(dá)遷移，當(dāng)存在濃度梯度(化學(xué)位梯度)時(shí)，溶質(zhì)原子就會(huì)發(fā)生定向的

擴(kuò)散遷移，這是置換原子擴(kuò)散的主要方式.擴(kuò)散進(jìn)行有兩個(gè)要求條件，一是有空位存在，一是空位周圍的原

子從原來(lái)的平衡位置進(jìn)入空位也要一定的激活能.

5菲克定律局限性,其結(jié)論是擴(kuò)散中物質(zhì)的流動(dòng)是從濃度高處流向濃度低處，如果濃度梯度消失（dC/dx=O）,

各處的濃度相等，就不應(yīng)該再出現(xiàn)物質(zhì)的傳輸,在一般的情況卜.可以解釋許多現(xiàn)象.在固體材料中,還有些

現(xiàn)象與此相矛盾，物質(zhì)的遷移（擴(kuò)散）會(huì)出現(xiàn)從低濃度向高濃度處聚集，例如過(guò)飽和固溶體的脫溶，從中析出

第二相，此外固體電解質(zhì)中的帶電離子在電場(chǎng)或磁場(chǎng)的作用下，發(fā)生的擴(kuò)散遷移也不?定是從高濃度處流

向低濃度處,這種反向的擴(kuò)散稱為“上坡擴(kuò)散”

6影響擴(kuò)散系數(shù)的因素1溫度.無(wú)論是間隙機(jī)制,還是空位機(jī)制，蕾遵循熱激活規(guī)律，溫度提高,能超過(guò)能壘的

幾率越大，同時(shí)晶體的平衡空位濃度也越高，這些都是提高擴(kuò)散系數(shù)的原因.擴(kuò)散系數(shù)與溫度T成指數(shù)關(guān)

系，在以下因素中這個(gè)影響最為明顯.2材料的成分.原子之間的結(jié)合鍵力越強(qiáng)，通常對(duì)應(yīng)材料的熔點(diǎn)也越高,

激活能較大,擴(kuò)散系數(shù)較小.材料的成分不同，即組成材料的元素和比例不同,不同原子之間結(jié)合鍵能不一

樣，成分的變化也影響不同類型結(jié)合鍵的相對(duì)數(shù)量，所以材料的成分變化帶來(lái)的影響有:組元特性，組元濃

度，第三組元的影響3晶體結(jié)構(gòu)1原子排列越緊密，晶體結(jié)構(gòu)的致密度越高，激活能較大，獷散系數(shù)較小.2晶

體結(jié)構(gòu)的對(duì)稱性差的材料中，不同方向上擴(kuò)散系數(shù)的差異也大，常見(jiàn)金屬材料的晶體結(jié)構(gòu)較簡(jiǎn)單，各方向的

差異大多都不明顯3晶體缺陷.點(diǎn)缺陷:主要影響擴(kuò)散的空位濃度.線缺陷:線缺陷主要形式是位錯(cuò)，位錯(cuò)線

附近的溶質(zhì)原子的濃度高于平均值;原子在位錯(cuò)中沿位錯(cuò)線的管道擴(kuò)散比晶體中的擴(kuò)散快.3面缺陷:本身

所處于較高的能力狀態(tài)，相應(yīng)擴(kuò)散激活能也就較低.4其他因素.1.彈性應(yīng)力場(chǎng)可以加速尺寸大的原子向

拉應(yīng)力大處擴(kuò)散,同樣加速尺寸小的原子向壓應(yīng)力大處擴(kuò)散，這種擴(kuò)散可以松弛應(yīng)力,但也能把原來(lái)的彈性

應(yīng)變局部的轉(zhuǎn)化為不可恢復(fù)的永久變形（塑性變形），這種在應(yīng)力作用下的擴(kuò)散過(guò)程也是材料以蠕變方式

發(fā)生塑性變形的根本機(jī)制2.其他任何對(duì)粒子運(yùn)動(dòng)的力也都可能影響擴(kuò)散，如電磁場(chǎng)對(duì)帶電粒子的擴(kuò)散.

7反響擴(kuò)散的主要特征1在一定的溫度下，擴(kuò)散過(guò)程進(jìn)行中，成分從高到低逐漸變化,但二元合金中不會(huì)形

成兩相混合區(qū)2.在單相區(qū)為常數(shù),擴(kuò)散過(guò)程進(jìn)行，需存在濃度梯度,物質(zhì)從高處流向低處3在?定的溫度

下，隨著時(shí)間的增加，發(fā)生反響擴(kuò)散時(shí)，轉(zhuǎn)折點(diǎn)的濃度不發(fā)生變化，而是新相的深度不斷增加4單獨(dú)依靠擴(kuò)散

從固體中析出另一新相，

8反響擴(kuò)散實(shí)例.利用我們大家熟悉的Fe-C相圖，將純鐵置于850℃滲碳，氣氛能使說(shuō)明到達(dá)的最高溶解

的碳量為CS,因?yàn)樵俑邔⑿纬商蓟?外表為CS的固溶體為丫相，從外表向內(nèi)，碳的含量逐漸減少，目到碳

含量為C2處;心部為純鐵在850℃下依然為a相,從心部向外，碳的含量逐漸提高，外表到達(dá)C1處.從相圖

可知它們到達(dá)互相平衡，這里形成兩相的分界面，碳的含量就出現(xiàn)了一突變.隨時(shí)間的加長(zhǎng)，在，相存在碳

的濃度梯度，碳不斷向內(nèi)擴(kuò)散，在a-Y相界面碳多余進(jìn)入到a相，平衡破壞,局部的a得到碳轉(zhuǎn)變生成丫

相，因此在相界面兩邊的成分依然為C2和C1不變,而是相界面向內(nèi)遷移，即丫相在不斷生長(zhǎng).可見(jiàn)在二元

合金的在一定溫下進(jìn)行擴(kuò)散過(guò)程中，不會(huì)出現(xiàn)兩相區(qū)

8二元合金擴(kuò)散不形成兩相混合區(qū).一.1在一定的溫度下相律f=c-p.2擴(kuò)散過(guò)程進(jìn)行中，系統(tǒng)沒(méi)有到達(dá)平

衡,f>0.3C=2,p<2即存在相數(shù)p=