材料科学基础教案.doc

绪 论一、什么是材料?世界万物，凡于我有用者，皆谓之材料。材料是具有一定性能，可以用来制作器件、构件、工具、装置等物品的物质。材料存在于我们的周围，与我们的生活、我们的生命息息相关。材料是人类文明、社会进步、科技发展的物质基础。什么是材料科学？材料科学是一门以固体材料为研究对象，以固体物理、热力学、动力学、量子力学、冶金、化工为理论基础的边缘交叉基础应用学科，它运用电子显微镜、X-射线衍射、热谱、电子离子探针等各种精密仪器和技术，探讨材料的组成、结构、制备工艺和加工使用过程与其机械、物理、化学性能之间的规律的一门基础应用学科，是研究材料共性的一门学科。 二、材料科学基础课程的教学内容材料科学基础课程是材料科学与工程专业的重要的学科基础课之一，主要介绍材料科学中的共性规律，即材料的组成-形成（工艺）条件-结构-性能-材料用途之间相互关系及制约规律。内容主要包括：材料的结构与缺陷，材料的凝固与相图，塑变与再结晶，扩散与固态相变及有关金属材料，无机非金属材料，高分子材料，复合材料及功能材料的基础知识。 三、材料分类:1 按化学组成（或基本组成）分类金属材料、无机非金属材料、高分子材料（聚合物）、复合材料2 根据材料的性能分类材料可分为结构材料和功能材料。3 按服役的领域来分类材料可分为信息材料、航空航天材料、能源材料、生物医用材料等。4 材料按结晶状态分类材料可分为多晶材料、单晶材料、非晶态材料。第1章 材料的结构 教学目的：了解材料的结合方式，掌握晶向指数和晶面指数，掌握最基本的三种晶体结构教学重点：晶向指数、晶面指数、典型的三种晶体结构教学难点：典型的三种晶体结构教学课时：4学时教学内容：1.1 材料的结合方式化学键：质点间的作用力共价键：共用电子对所产生的力；离子键：两种离子间的静电力；金属键：属正离子与自由电子之间的力。 图1-1：共价键 图1-2：离子键 1.2 晶体学基础1.2.1 晶体与非晶体原子排列方式：无序 短程有序 长程有序 图1-5 原子排列方式一、空间点阵空间点阵：用以描述晶体中原子（离子或分子）排列规律的空间格架，简称为点阵或晶格。晶胞：从晶格中选取一个能够完全反映晶格特征的最小的几何单元。质点：晶格中各个几何点。 选择晶胞的原则：对称最好、棱角最多、 直角最多、 体积最小晶胞的表征：X-Y-Z a-b-c -二、晶向指数和晶面指数 在晶体中，任意两个原子之间连线所指的方向称为晶向。所有相互平行的晶向，都具有相同的晶向指数u v w。原子排列相同但空间位向不同的所有晶向称为晶向族。 在晶体中，由一系列原子所组成的平面称为晶面（h k l）。所有相互平行的晶面都具有相同的晶面指数。原子排列情况完全相同,但空间的位向不同的所有晶面均属于一个晶面族。 图1-12 （110）晶面族晶带：相交或平行于某直线的所有晶面.晶面间距：晶面组中两个晶面的垂直距离。晶带定理： hu + kv+ lw = 0 当某一晶向与某一晶面垂直时，其晶面指数和晶面指数必须相等（u=h, v=k, w=l）。如：100 (100)1.3 材料的晶体结构一、典型金属的晶体结构 图1-13 体心立方晶胞示意图 图1-14 面心立方结构示意图 图1-15 密排六方结构示意图二、原子个数、半径 配位数、 致密度 图1-16 体心立方结构密排面原子数：n=2；原子半径：r= ；配位数：8；致密度：0.68 图1-17 面心立方结构密排面 图1-18 密排六方结构密排面面心立方：原子数：n=4；原子半径：r= ；配位数：12；致密度：0.74密排六方：原子数：n=6；原子半径：r=a/2；配位数：12；致密度：0.74三、晶体结构中的间隙 图1-19 体心立方四面体、八面体间隙 图1-20 面心立方四面体、八面体间隙四、共价晶体的晶体结构 第IVA族元素，配位数为4； 第VA族元素，配位数为3；第VIA族元素，配位数为2.五、离子晶体的晶体结构（NaCl） NaCl型结构，属面心立方点阵，负离子占阵点位置，正离子占八面体位置，配位数为6.六、合金相结构 合金：由两种或两种以上金属元素，或金属元素与非金属元素，经熔炼、烧结或其他方法组合而成，并具有金属特性的物质。 合金相分类：固溶体和化合物1. 固溶体 溶质原子完全溶于固态溶剂中，并能保持溶剂元素的晶格类型所形成的合金。 固溶强化由于形成固溶体而使金属强度、硬度升高的现象。固溶体分类：置换固溶体、间隙固溶体（r0.1nm） 图1-21 C原子溶于Fe中占位 图1-22 无限固溶体中两组元原子置换示意图2.中间相（金属间化合物） 中间相：超过溶解度形成的新相。 间隙相和间隙化合物：过渡族金属（M）非金属（X） Rx/Rm0.59 间隙化合物 第2章 晶体缺陷教学目的： 熟练掌握晶体缺陷的类型，以便解决实际问题。教学重点：线缺陷（位错）教学难点：刃型位错、螺型位错、伯氏矢量教学课时：4学时教学内容：2.1 点缺陷1.空位（肖脱基空位）离位原子跑到晶体表面或晶界；2.间隙原子（弗仑克尔空位）离位原子位于晶格间隙位置。3. 置换原子 离位原子占据另一原子的位置。 由于空位存在，将使空位周围出现一个涉及几个原子的弹性畸变区晶格畸变。点缺陷对金属性能的影响：电阻增大、提高金属屈服强度、加速金属扩散、体积膨胀。2.2 线缺陷一、位错模型的提出背景 完整晶体塑性变形滑移的模型金属晶体的理论强度理论强度比实测强度高出几个数量级 晶体缺陷的设想 线缺陷（位错）的模型 以位错滑移模型计算出的晶体强度，与实测值基本相符。刃型位错的滑移 滑移的可能性（滑移系统）：在最密排晶面（称为滑移面）的最密排晶向（称为滑移方向）上进行图2-1 单晶试棒在拉伸应力作用下的变化（宏观）二、位错的基本类型 晶体在不同的应力状态下，其滑移方式不同。根据原子的滑移方向和位错线取向的几何特征不同，位错分为刃型位错、螺型位错。1.刃型位错 形成及定义 ：晶体在大于屈服值的切应力t作用下，以ABCD面为滑移面发生滑移。EF是晶体已滑移部分和未滑移部分的交线，犹如砍入晶体的一把刀的刀刃，即刃型位错。 几何特征：位错线与原子滑移方向相垂直；滑移面上部位错线周围原子受压应力作用，原子间距小于正常晶格间距；滑移面下部位错线周围原子受张应力作用，原子间距大于正常晶格间距。分类：正刃位错， “” ；负刃位错， “T” 。符号中水平线代表滑移面，垂直线代表半个原子面。 图2-2 刃型位错示意图 图2-3 螺位错形成示意图2. 螺型位错形成及定义：晶体在外加切应力作用下，沿ABCD面滑移，图中EF线为已滑移区与未滑移区的分界处。由于位错线周围的一组原子面形成了一个连续的螺旋形坡面，故称为螺位错。几何特征：位错线与原子滑移方向相平行；位错线周围原子的配置是螺旋状的。分类：有左、右旋之分，分别以符号“”和“”表示。其中小圆点代表与该点垂直的位错，旋转箭头表示螺旋的旋转方向。它们之间符合左手、右手螺旋定则。3.混合位错在外力t作用下，两部分之间发生相对滑移，在晶体内部已滑移和未滑移部分的交线既不垂直也不平行滑移方向（伯氏矢量b），这样的位错称为混合位错。位错线上任意一点，经矢量分解后，可分解为刃位错和螺位错分量。晶体中位错线的形状可以是任意的，但位错线上各点的伯氏矢量相同，只是各点的刃型、螺型分量不同而已。三、位错的伯格斯矢量及位错的性质 伯格斯矢量：晶体中有位错存在时，滑移面一侧质点相对于另一侧质点的相对位移或畸变。性质：大小表征了位错的单位滑移距离，方向与滑移方向一致。 确定伯格斯矢量的步骤：（1）对于给定点的位错，人为规定位错线的方向；（2） 用右手螺旋定则确定伯格斯回路方向；（3）按照上图所示的规律走回路，最后封闭回路的矢量即要求的伯氏矢量。图2-4 简单立方结构中，围绕刃位错的伯格斯回路 四、位错的运动 位错的滑移：指位错在外力作用下，在滑移面上的运动，结果导致永久形变。位错的攀移：指在热缺陷的作用下，位错在垂直滑移方向的运动，结果导致空位或间隙原子的增值或减少。图2-5 （a）正刃位错滑移方向与外力方向相图（b）负刃位错滑移方向与外力方向相反位错的攀移 位错的攀移指在热缺陷或外力作用下，位错线在垂直其滑移面方向上的运动，结果导致晶体中空位或间隙质点的增殖或减少。刃位错除了滑移外，还可进行攀移运动。 攀移的实质是多余半原子面的伸长或缩短。螺位错没有多余半原子面，故无攀移运动。 2.3 面缺陷 面缺陷是将材料分成若干区域的边界，如表面、晶界、界面、层错、孪晶面等。一、晶界（位错界面）（一）、小角度晶界 晶界的结构和性质与相邻晶粒的取向差有关，当取向差小于1015o时，称为小角度晶界。 根据形成晶界时的操作不同，晶界分为倾斜晶界和扭转晶界，如下图所示。图2-6 倾斜晶界与扭转晶界示意图 图2-7是简单立方结构晶体中界面为（100）面的倾斜晶界在（001）面上的投影，其两侧晶体的位向差为，相当于相邻晶粒绕001轴反向各自旋转/2而成。几何特征是相邻两晶粒相对于晶界作旋转，转轴在晶界内并与位错线平行。为了填补相邻两个晶粒取向之间的偏差，使原子的排列尽可能接近原来的完整晶格，每隔几行就插入一片原子。 图2-7 简单立方晶体中的对称倾斜晶界（二）、大角度晶界实验研究（如场离子显微镜观察）表明，大角度晶界两侧晶粒的取向差较大，但其过渡区却很窄（仅有几个埃），其中原子排列在多数情况下很不规则，少数情况下有一定的规律性，因此很难用位错模型来描述。一般大角度晶界的界面能大致在0.50.6J/m2左右，与相邻晶粒的取向差无关。但也有些特殊取向的大角度晶界的界面能比其它任意取向的大角度晶界的界面能低，为了解释这些特殊晶界的性质，提出了大角度晶界的重合位置点阵（coincidence site lattice 即CSL）模型，O点阵模型，DSC点阵模型等。二、堆积层错 堆垛层错(简称层错),就是指正常堆垛顺序中引入不正常顺序堆垛的原子面而产生的一类面缺陷。 以面心立方结构为例,当正常层序中抽走一原子层, 相应位置出现一个逆顺序堆层ABCACABC称抽出型(或内禀)层错；如果正常层序中插入一原子层，如图2-20(b)所示，相应位置出现两个逆顺序堆层ABCACBCAB称插入型(或外禀)层错。这种结构变化，并不改变层错处原子最近邻的关系(包括配位数、键长、键角)，只改变次邻近关系，几乎不产生畸变，所引起的畸变能很小。因而，层错是一种低能量的界面。三、反映孪晶界面 面心立方结构的晶体中的正常堆垛方式是六方密排面作的完全顺顺序堆垛（或与此等价，作完全逆顺序堆垛）。如果从某一层起全部变为逆时针堆垛，例如，则这一原子面成为一个反映面，两侧晶体以此面成镜面对称（见图2-8）。这两部分晶体成孪晶关系，由于两者具有反映关系，称反映孪晶，该晶面称孪晶界面。 图2-8 孪晶示意图沿着孪晶界面，孪晶的两部分完全密合，最近邻关系不发生任何改变，只有次近邻关系才有变化，引入的原子错排很小，称共格孪晶界面。孪晶界面的能量约为层错能之半。第3章 纯金属的凝固教学目的： 了解纯金属的凝固过程，掌握其均匀形核规律，熟练结晶理论的实际应用。教学重点：形核规律 教学难点：结晶的热力学条件教学课时：4学时教学内容：3.1 纯金属的结晶过程一、液态金属的结构 液态结构的最重要特征是原子排列为长程无序，短程有序，并且短程有序原子集团不是固定不变的，它是一种此消彼长，瞬息万变，尺寸不稳定的结构，这种现象称为结构起伏，这有别于晶体的长程有序的稳定结构。二、纯金属的结晶过程 液态金属的结晶过程是一个形核及核长大的过程。当液态金属缓慢冷却到结晶温度以下，经过一定时间，开始出现晶核。由晶核长成的小晶体称为晶粒；晶粒之间的界面称为晶界。3.2 结晶的热力学条件 图3-1 自由能随温度变化示意图 图3-2 能量起伏在交点处液、固两相的自由能相等，故两相处于平衡而共存，此温度即为理论凝固温度，也就是晶体的熔点Tm.在此两相共存温度，既不能完全结晶，也不能完全熔化，要发生结晶则体系必须降至低于Tm温度，而发生熔化则必须高于Tm。在一定温度下，从一相转变为另一相的自由能变化为 式中，T=Tm-T，是熔点Tm与实际凝固温度T之差。 由上式可知，要使 Gv0，必须使 T0，即 TTm，故T称为过冷度。晶体凝固的热力学条件表明，实际凝固温度应低于熔点Tm，即需要有过冷度。 3.3 形核规律 形核方式有均匀形核和非均匀形核两种。一、均匀形核 均匀形核是指在母相中自发形成新相结晶核心的过程。 能量起伏指系统中各微小体积所具有的能量短暂偏离其平均能量的现象。小结1）不是所有瞬间出现的新相区都能稳定存在和长大的。颗粒半径比r*小的核胚是不稳定的，因为它尺寸小导致自由焓的增加；只有颗粒半径大于r*的核胚才是稳定的，因为晶核的长大导致自由焓的减小。颗粒半径等于r*时，晶核的长大趋势等于消失趋势，这样的晶核称为临界晶核， r*称为临界晶核半径。2）Gr*是描述相变发生时形成临界晶核所必须克服的势垒，这一数值越低，成核过程越容易，故均匀形核必须过冷，过冷度越大形核驱动力越大。形核率受两个矛盾因素控制： 过冷度； 原子的扩散 过冷度增大，有利于形核，但导致原子从液相向晶胚扩散速率降低，不利于形核。 图3-3 成核速度与温度关系图 图3-4 非均匀成核示意图P：受活化能影响的成核率因子；D：受原点扩散影响的成核率因子。从图中可见，曲线P随T增加而下降，温度增加，相变活化能增大，对晶核形成不利；而曲线D随T增加而增加，温度升高，扩散速度加快，对晶核的形成有利。这两个因素在同时影响着晶核形成速率。因此IT曲线(如图所示)必然出现一个最大值，在低温阶段，扩散控制了晶核形成过程，故曲线上升；在高温阶段，相变势垒控制了过程，故曲线下降。二、非均匀形核 多数相变是不均匀成核，即成核在异相的容，器界面、异体物质(杂质颗粒)上、内部气泡等处进行。液体-固体界面非均态核的生成不均匀成核的临界半径非均态核化势垒 ：讨论： 与均匀形核相比较，不均匀成核的相变活化能多一个与接触角有关的系数f()1）当接触角=0(指在有液相存在时，固体被晶体完全润湿)，cos=l，f()=0，Gh*=0，不存在核化势垒；2）=90，cos0时，核化势垒降低一半；3）=180，异相完全不被润湿时，cos=-1，两式相同。可见，接触角越小的非均匀核化剂，越有利于核的生成。也就是说，当晶核和核化剂有相似的原子排列时，穿过界面有强烈的吸引力，这将给成核提供最有利的条件。这个结论得到部分实验结果的支持。但是，也有实验表明，原子配置几乎相同的晶格并没有使不均匀成核有所加强。这说明我们对不均匀成核的认识还不够。3.4 长大规律 一、液-固界面的微观结构光滑界面是指界面处固液两相是截然分开的，又称小平面界面。 粗糙界面是指微观上高低不平，存在厚度为几个原子间距的过渡层的液-固界面。二、晶核的长大机制晶核长大需要过冷度，长大所需的界面过冷度称为动态过冷度，1）具有粗糙界面的物质长大机制（垂直长大）2）具有光滑界面的物质长大机制 界面上反复形成二维晶核机制； 依靠晶体缺陷长大。三、纯金属的生长状态 1. 在正的温度梯度下侧向扩展 2. 在负的温度梯度下树枝状生长3.5 结晶理论的实际应用一、结晶强化 结晶强化通过细化晶粒来提高材料强度的方法。 细化晶粒的方法：提高过冷度；变质处理；震动、搅拌。二、定向凝固技术 通过单向散热，使凝固从铸件一端开始，沿陡峭的温度梯度方向逐步发生，获取方向性柱状晶或层片状共晶的一种凝固技术。 方法：下降功率法、快速逐步凝固法三、单晶体的制备 制取单晶体的基本原则：保证液体结晶时只形成一个晶核 。 方法：垂直提拉法、尖端形核法四、急冷凝固技术 通过这个技术，能制备出非晶态合金、微晶合金、准晶态合金。方法：模冷技术、雾化技术、表面快热技术。五、合金制取方法非晶态合金：金属不通过结晶过程而凝固成保留液体短程有序的结构。微晶合金：利用急冷技术获得晶粒尺寸达微米和纳米的超细晶粒合金材料。准晶合金：晶体物质的点阵具有周期性和对称性（长程有序）第4章 二元相图教学目的： 掌握二元相图的基本类型教学重点：Fe-Fe3C二元合金相图 教学难点：分析不同成分下Fe-Fe3C二元合金的组织组成和相组成。教学课时：4学时教学内容：4.1 相图的基本知识一、相图的表示方法 二元相图的横坐标表示成分，纵坐标表示温度。如果体系由A，B两组元组成，横坐标一端为组元A，而另一端表示组元B，那么体系中任意两组元不同配比的成分均可在横坐标上找到相应的点。 二元相图中的成分按现在国家标准有两种表示方法： 质量分数（）和摩尔分数（x） 杠杆定律：不同条件下相的成分及其相对量可用杠杆定理求得。1）确定两平衡相的成分 如图（a）所示，水平线与液相线L的交点即为相的成分。2）确定两平衡相的相对量 设试验合金重量为1，液、固相重量分别为QL、QS ，则 QL+QS =1； 图4-1 杠杆定律 设液、固相含Ni浓度分别为x1、x2，x为试验合金中的平均含Ni量(%)，则可得:用图中线段来表示，即为:二、相图的建立 二元相图是根据各种成分材料的临界点绘制的，临界点表示物质结构状态发生本质变化的相变点。 图4-2 Cu-Ni二元相图图中给出纯铜(Ni)为30，50，70的Cu-Ni合金及纯Ni的冷却曲线。由图可见，纯组元Cu和Ni的冷却曲线相似，都有一个水平台，表示其凝固在恒温下进行，凝固温度分别为1083和1452。其他3条二元合金曲线不出现水平台，而为二次转折，温度较高的转折点（临界点）表示凝固的开始温度，而温度较低的转折点对应凝固的终结温度。这说明3个合金的凝固与纯金属不同，是在一定温度范围内进行的。将这些与临界点对应的温度和成分分别标在二元相图的纵坐标和横坐标上，每个临界点在二元相图中对应一个点，再将凝固的开始温度点和终结温度点分别连接起来，就得到图 (b)所示的 Cu-Ni二元相图。三、相平衡与相律1.相平衡条件 在指定的温度核压力下，若多相体系的各相中每一组元的浓度均不随时间而变，则体系达到相平衡。2.相律 相律是表示在平衡条件下，系统的自由度数、组元数核平衡相数之间的关系式。 f=c-p+2 式中： f 系统的自由度数； c 组元数； p 平衡相数四、二元相图的几何规律 1) 相图中所有的线条都代表发生相转变的温度和平衡相的成分，所以相界线是相平衡的体现，平衡相成分必须沿着相界线随温度而变化。 2) 两个单相区之间必定有一个由该两相组成的两相区把它们分开，而不能以一条线接界。两个两相区必须以单相区或三相水平线隔开。 3) 二元相图中的三相平衡必为一条水平线，表示恒温反应。在这条水平线上存在3个表示平衡相的成分点，其中两点应在水平线的两端，另一点在端点之间。水平线的上下方分别与3个两相区相接。 4) 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人另一两相区内，而不会进人单相区内。4.2 二元相图的基本类型一、匀晶相图 在液态和固态两组元都能无限互溶的相图称为匀晶相图.二元合金系Cu-Ni、Au-Ag、Fe-Cr、Fe-Ni、W-Mo等具有这类相图。1.Cu-Ni相图分析 液相线曲线Al1B； 固相线曲线Aa4B； A为Cu的熔点（1083）； B为Ni的熔点（1452）2.两种凝固状态 平衡凝固凝固过程中每个阶段都能达到平衡。 特点：凝固过程及其缓慢，晶粒内组元分配均匀。 非平衡凝固偏离平衡条件下进行的凝固过程。 特点：凝固过程较快或极快，组织心部含高熔点的组元多，晶粒内成分不均匀。3.成分偏析 实际生产条件下为非平衡结晶，因此，先后结晶的部分成分会不相同。 晶内偏析：一个晶粒内化学成分不均匀的现象。 区域偏析：由于不平衡冷却造成宏观区域成分不一致。二、共晶相图 二组元在液态无限互溶，而在固态仅有限互溶且发生共晶反应。1.相图分析 浓度为E的L相在共晶反应线时的温度会同时结晶出两相的混合物，其产物称为共晶组织。2合金的结晶过程及组织 分析： 相组成； 组织组成物 三、包晶相图 包晶相图：Le+acgbd包晶偏析 由于包晶转变不能充分进行而产生的化学成分不均匀的现象。4.3 二元相图的分析与应用1二元相图的分析步骤 1）若有稳定化合物，则将其看作一独立组元，把相图分几个部分分析。 2）相区接触法则： 二元相图中，相邻相区中的相数只相差一个（点接触除外）。分析时首先熟悉单相区中的相，再根据相区接触法则辨别其它相区。 3）找出与三相共存水平线点接触的三个单相区，确定三相平衡转变的性质和反应式。 4）在两相平衡区，可应用杠杆定律求出各相的相对量。2相图的应用 相图反映了合金的成分与组成相之间的关系，而组成相的本质及其相对含量与合金力学性能、物理化学性能密切相关。 相图反映了合金的结晶特性。 在某种程度上可根据相图来判断合金力学性能、物理化学性能及合金的铸造性能。如图所示 相图也是制定热处理和热变形工艺的重要依据。4.4 铁碳相图和铁碳合金 铁碳合金： 是以铁和碳为基本组元的合金。一般含碳量0.02182.11%的称为钢，含碳量大于2.11%的称为铸铁。一、铁碳合金中的基本相1铁素体 铁素体是碳在-Fe中的固溶体，用符号“F”表示。碳在铁中的最大固溶度为0.0218%。2奥氏体 奥氏体是碳在-Fe中的固溶体，用符号“A”表示。高温奥氏体的显微组织如图所示。在1148时有最大溶解度2.11%C，727时可固溶0.77%C。3渗碳体渗碳体是铁和碳的化合物，含碳量为6.67%，用Fe3C表示。4.纯铁二、铁碳合金相图的组成 铁碳合金相图是研究钢铁材料的成分、相和组织的变化规律以及与性能之间关系的重要工具。铁碳合金相图如图所示。（一）三条水平线： HJB线发生包晶转变，温度为1495，转变产物为奥氏体。即： LB +H rJ ECF线发生共晶转变，温度为1148，转变产物为奥氏体和渗碳体的机械混合物,称为莱氏体，用符号 “Le”表示。 LC rE+Fe3C PSK线发生共析转变，温度为727，转变产物为铁素体和渗碳体的机械混合物，称为珠光体，以符号“P”表示。 rSP+ Fe3C（二）四条重要固态转变线 GS线（A3 ）：冷却时不同成分的奥氏体开始析出铁素体F的温度线，也是加热时F转变为A的温度线。 ES线（Acm）：碳在A中的溶解度线。 PG和PQ线：碳在铁素体F中的溶解度线。 MO线（A2）：为铁素体磁性转变温度（770）。（三）典型铁碳合金的平衡结晶过程及其组织 1.铁碳合金相图上的各种合金，一般分为三类： 1）工业纯铁（0.0218% C ），室温组织为固溶体； 2）钢（0.02182.11C）， 根据室温组织不同，分为： 亚共析钢（0.0218% 0.77C） 共析钢（0.77C） 过共析钢（0.77 2.11%C） 3）白口铸铁（2.116.69C），根据室温的不同，分为 亚共晶白口铸铁（2.11% 4.3%C） 共晶白口铸铁（4.3 C） 过共晶白口铸铁（4.3 6.69%C）2共析钢（0.77C） 室温组织：珠光体3.亚共析钢（0.02180.77C） 由示意图分析可知，亚共析钢结晶过程的基本反应为匀晶反应+包晶反应+固溶体转变反应+共析反应，室温组织为铁素体+珠光体。 4.过共析钢（0.77%2.11%C） 由示意图分析可知，过共析钢结晶过程的基本反应为匀晶反应+二次析出反应+共析反应，室温组织为珠光体+二次渗碳体。5.共晶白口铸铁（4.3%C） 由示意图分析可知，共晶白口铸铁结晶过程的基本反应为共晶反应+二次析出反应+共析反应，室温组织为珠光体+渗碳体，是低温莱氏体，用符号“Le”表示。6.亚共晶白口铸铁 由示意图分析可知，共晶白口铸铁结晶过程的基本反应为匀晶反应+共晶反应+二次析出反应+共析反应，室温组织为珠光体+二次渗碳体+低温莱氏体。7.过共晶白口铸铁 由示意图分析可知，过晶白口铸铁结晶过程的基本反应为匀晶反应+共晶反应+二次析出反应+共析反应，室温组织为一次渗碳体+低温莱氏体。第5章 三元相图教学目的： 掌握几种简单的三元相图教学重点：三元相图的截面图表示法 教学难点：分析浓度三角形的相组成、组织组成物 教学课时：2学时教学内容：5.1 三元相图的成分表示法一、等边浓度三角形表示法 1）浓度三角形的三个顶点，表示三个纯组元（A,B,C）；2）位于浓度三角形边上的合金，都是二元合金；3） 浓度三角形内任意一点的合金都是三元合金。过该点分别作平行于三边的平行线在三条边上的截距，则表示其组元含量。4）位于通过浓度三角形某一顶点的直线上的合金（CP），其所含另外两个组元的质量分数比是常数； XA / XB = PB / AP5）平行于浓度三角形某一边的直线上的合金(cd)，含该线所对顶点组元的浓度相等。 C%= Bc 5.2 三元系平衡转变的定量法则一、直线定律 直线法则：成分为c点的三元合金在某一温度下由，两相组成，和相的成分分别为a和b，则c的位置一定在a、b的连线上。 二、重心定律 成分为M的三元合金在某一温度下,分解成D、E、F三个相,则M的成分点必定位于DEF的重心（质量重心，而不是几何重心）位置上，且M的质量与三个相的质量有一定关系。5.3 三元匀晶相图 三元系中任意两组元都可以无限固溶，形成无限固溶体。 A1B1C1dL液相面；A1B1C1dS固相面 图5-5 三元匀晶相图 图5-6 等温截面图图5- 7变温截面图5.4 三元共晶相图一、组元在固态下互不溶，具有共晶转变的相图1.相图分析 三个液面；三个共晶转变沟线；四个单相区；三个两相区；四个三项区；一个四相区 图5-8三元共晶相图 图5-9 四相平衡转变区第6章 固体材料的变形与断裂教学目的： 了解单晶体的塑性变形机制、掌握多晶体的塑性变形机制教学重点： 多晶体的塑性变形机制教学难点：滑移的临界分切应力 教学课时：4学时教学内容：6.1 弹性变形弹性模量：原子间结合力的反映和度量。 变形可逆； 应力应变呈线性关系。6.2 单晶体的塑性变形 常温下塑性变形的主要方式：滑移、孪生、扭折。一、滑移 1.滑移：在切应力作用下，晶体的一部分相对于另一部分沿着一定的晶面（滑移面）和晶向（滑移方向）产生相对位移，且不破坏晶体内部原子排列规律性的塑变方式。 2. 滑移的表象学光镜下滑移带（无重复性）；电镜下滑移线图6-3 滑移带和滑移线示意图3. 滑移的晶体学 （1）几何要素滑移面 （密排面）、滑移方向（密排方向） 图6-4 三种常见金属晶体结构的滑移系（2）滑移系 滑移系：一个滑移面和该面上一个滑移方向的组合。 滑移系的个数:(滑移面个数）（每个面上所具有的滑移方向的个数） 滑移系数目与材料塑性的关系： 一般滑移系越多，塑性越好；与滑移面密排程度和滑移方向个数有关； 与同时开动滑移系数目有关（临界分切应力）。 金属塑性比较： 面心立方金属 体心立方金属 密排六方金属3）滑移的临界分切应力（tc） tc：在滑移面上沿滑移方面开始滑移的最小分切应力。 外力在滑移方向上的分解。 tcsscosjcosl ss的取值：j或l90时，ss；j，l45时，ss最小，晶体易滑移。 4.滑移时的晶体转动（1）位向和晶面的变化 拉伸时,滑移面和滑移方向趋于平行于力轴方向；压缩时，晶面逐渐趋于垂直于压力轴线。 几何硬化：j，l远离45，滑移变得困难；（2）取向因子的变化 几何软化；j，l接近45，滑移变得容易。5.多滑移（1）滑移的分类 多滑移：在多个（2）滑移系上同时或交替进行的滑移。 （2）等效滑移系：各滑移系的滑移面和滑移方向与力轴夹角分别相等的一组滑移系。6. 交滑移 （1）交滑移：晶体在两个或多个不同滑移面上沿同一滑移方向进行的滑移。 （2）机制 螺位错的交滑移：螺位错从一个滑移面转移到与之相交的另一滑移面的过程； 螺位错的双交滑移：交滑移后的螺位错再转回到原滑移面的过程。 图6-6 螺位错xy的交滑移7.滑移的表面痕迹 单滑移：单一方向的滑移带； 多滑移：相互交叉的滑移带； 交滑移：波纹状的滑移带。二、孪生 （1）孪生：在切应力作用下，晶体的一部分相对于另一部分沿一定的晶面和晶向发生均匀切变并形成晶体取向的镜面对称关系。 （2）孪生的晶体学 孪生面 A1111；孪生方向 A1 图6-8 面心立方晶体的孪晶变形（3）孪生变形的特点 滑移 孪生 相同点 1 切变；2 沿一定的晶面、晶向进行；3 不改变结构。 不同点 晶体位向 不改变（对抛光面观察无重现性）。 改变，形成镜面对称关系（对抛光面观察有重现性） 位移量 滑移方向上原子间距的整数倍，较大。 小于孪生方向上的原子间距，较小。 对塑变的贡献 很大，总变形量大。 有限，总变形量小。 变形应力 有一定的临界分切压力 所需临界分切应力远高于滑移 变形条件 一般先发生滑移 滑移困难时发生 变形机制 全位错运动的结果 分位错运动的结果 6.3 多晶体的塑性变形1.晶粒之间变形的传播 位错在晶界塞积应力集中相邻晶粒位错源开动相邻晶粒变形塑变 2.晶粒之间变形的协调性 （1）原因：各晶粒之间变形具有非同时性。 （2）要求：各晶粒之间变形相互协调。（独立变形会导致晶体分裂） （3）条件：独立滑移系5个。（保证晶粒形状的自由变化）3.晶界对变形的阻碍作用 （1）晶界的特点：原子排列不规则；分布有大量缺陷。 （2）晶界对变形的影响:滑移、孪生多终止于晶界,极少穿过。 （3）晶粒大小与性能的关系 a 晶粒越细，强度越高(细晶强化：由下列霍尔配奇公式可知) ss=s0+kd-1/2 原因：晶粒越细，晶界越多，位错运动的阻力越大。b 晶粒越细，塑韧性提高 晶粒越多，变形均匀性提高,由应力集中导致的开裂机会减少，可承受更大的变 形量，表现出高塑性。 细晶粒材料中，应力集中小，裂纹不易萌生；晶界多，裂纹不易传播，在断裂过程中可吸收较多能量,表现出高韧性。6.4 塑性变形对金属组织与性能的影响一、对组织结构的影响1 形成纤维组织2 形成形变织构 形变织构：多晶体材料由塑性变形导致的各晶粒呈择优 取向的组织。 丝织构：某一晶向趋于与拔丝方向平行。3 形成位错胞 变形量位错缠结位错胞（大量位错缠结在胞壁，胞内位错密度低。） 图6-9 工业用钢强烈冷变形后的显微组织a )Mn13 200 b）高碳钢20000二、对性能的影响 1 对力学性能的影响（加工硬化） （1）加工硬化（形变强化、冷作强化）：随变形量的增加，材料的强度、硬度升高而塑韧性下降的现象。图6-10 钢丝冷变形后的力学性能变化2 对物理、化学性能的影响 导电率、导磁率下降，比重、热导率下降； 结构缺陷增多，扩散加快； 化学活性提高，腐蚀加快。三、 残余应力（约占变形功的10） 第一类残余应力（s）：宏观内应力，由整个物体变形不均匀引起。 分类 第二类残余应力（s）：微观内应力，由晶粒变形不均匀引起。 第三类残余应力（s）：点阵畸变，由位错、空位等引起。（80-90%）弊：引起变形、开裂，如黄铜弹壳的腐蚀开裂。 消除：去应力退火。6.6 断裂 断裂的形式：脆断、 韧断 微观断裂形式：纯剪切断裂、微孔聚集型断裂、解理断裂。第7章 回复与再结晶教学目的： 掌握合金在退火过程中的变化教学重点：回复动力学、再结晶动力学教学难点：再结晶的形核长大机制教学课时：4学时教学内容：7.1 形变金属及合金在退火过程中的变化一、回复与再结晶 回复：冷变形金属在低温加热时，其显微组织无可见变化，但其物理、力学性能却部分恢复到冷变形以前的过程。 再结晶：冷变形金属被加热到适当温度时，变形组织内部新的无畸变的等轴晶粒逐渐取代变形晶粒，而使形变强化效应完全消除的过程。二、显微组织变化（示意图） 回复阶段：显微组织仍为纤维状，无可见变化； 再结晶阶段：变形晶粒通过形核长大，逐渐转变为新的无畸变的等轴晶粒。 晶粒长大阶段：晶界移动、晶粒粗化，达到相对稳定的形状和尺寸。三、性能变化 1.力学性能（示意图） 回复阶段：强度、硬度略有下降，塑性略有提高。 再结晶阶段：强度、硬度明显下降，塑性明显提高。 晶粒长大阶段：强度、硬度继续下降,塑性继续提高。 2.物理性能 密度：在回复阶段变化不大，在再结晶阶段急剧升高； 电阻：电阻在回复阶段可明显下降。四、储存能变化 1.储存能：存在于冷变形金属内部的一小部分（10变形功。弹性应变能（312） 2.存在形式 位错（8090） 驱动力 点缺陷3.储存能的释放：原子活动能力提高，迁移至平衡位置，储存能得以释放。五、内应力变化 回复阶段：大部分或全部消除第一类内应力，部分消除第二、三类内应力； 再结晶阶段：内应力可完全消除。7.2 回复一、回复机理 1.低温回复（0.10.3Tm） 点缺陷运动 2 中温回复 （0.30.5Tm） 位错滑移 3 高温回复（0.5Tm）位错攀移（滑移） 位错垂直排列（亚晶界） 多边化（亚晶粒） 弹性畸变能降低。二、回复动力学（示意图）1.加工硬化残留率与退火温度和时间的关系 ln(x0/x)=c0texp(-Q/RT) x0 原始加工硬化残留率； x退火时加工硬化残留率； c0比例常数； t加热时间； T加热温度。2.动力学曲线特点 （1）没有孕育期； （2）开始变化快，随后变慢；（3）长时间处理后，性能趋于一平衡值。三、回复退火的应用 1.回复机制与性能的关系 内应力降低:弹性应变基本消除; 硬度、强度下降不多：位错密度降低不明显，亚晶较细； 电阻率明显下降：空位减少，位错应变能降低。 2.去应力退火 降低应力（保持加工硬化效果），防止工件变形、开裂，提高耐蚀性。7.3 再结晶一、再结晶的形核1.形核 亚晶长大形核机制 （变形量较大时） 亚晶合并形核；亚晶界移动(长大)形核(吞并其它亚晶或变形部分) 凸出形核 晶核伸向小位错胞晶粒(畸变能较高区域)