高等金属学终极

1、晶体学基础及晶体结构：一、名词解释1.空间点阵：一种表示晶体结构内部质点排列规律的几何图形。组成晶体的粒子（原子、离子或分子）在三维空间中形成有规律的某种对称排列如果我们用点来代表组成晶体的粒子，这些点的空间排列就称为空间点阵。点阵中的各个点，称为阵点。空间点阵是一种数学抽象。2.晶体结构：组成晶体的物质质点（原子、离子或分子）依靠一定的结合键结合后，在三维空间做有规律的周期性的重复排列方式（晶体中实际质点的具体排列方式）。3.布喇菲点阵：除考虑晶胞外形外，还考虑阵点位置所构成的点阵。（或除考虑旋转对称性外，还考虑平移对称性，经有心化后构成的全部点阵）4.结构基元：是指晶体中作周期性规律重复排

2、列的那部分内容。它是晶体中重复排列的基本单元，必须满足化学组成相同、空间结构相同、排列取向相同和周围环境相同的条件。5.反演：反演是一种对称操作。反演也称为对称中心，是晶体中心的一个假想点，任意通过此点的直线的等距离两端，必定找到对应的点。对称中心的对称操作是对此点的反伸。6.对称性：对称性就是物体或图像中各部分间所具有的相似性，概括地说对称性就是在描述物体变量的空间中物体经过某种变换后的不变性。7.对称变换：任何物体（几何图形、晶体、函数）都可以在描述它的变量空间对它的整体作适当的变换，如果这种变换使物体本身重合（即它在变换后不变亦即转换成自己），这样的物体就是对称的，这样的变换就是对称性变

3、换。物体变换成自身意味着物体某部分变换后和另一部分重合，这就是说物体具有（或可以划分为）等同部分。二、讨论晶体结构和空间点阵之间的关系。 答：晶体结构和空间点阵既有联系又有区别。 （1）联系：晶体结构=结构基元+空间点阵。晶体结构是在每个空间点阵点上安放一个结构基元，是由结构基元在三维空间呈周期性重复排列，把结构基元抽象为一个点，晶体结构就抽象成空间点阵。 （2）区别：空间点阵是晶体中质点排列的几何学抽象，用以描述和分析晶体结构的周期性和对称性，它是由集合点在三维空间理想的周期性规则排列而成。由于各阵点的周围环境相同，它只能有14种类型；而晶体结构则是晶体中实际质点（原子、离子或分子）的具体排

4、列情况，因此实际存在的晶体结构是无限的，且可能存在局部缺陷。三、写出7大晶系、14种布喇菲点阵。答：7大晶系14种布喇菲点阵如下图所示。布喇菲点阵晶系布喇菲点阵晶系简单三斜三斜（abc，90°）简单六方六方（a1=a2=a3c，=90°，=120°）简单单斜底心单斜单斜（abc，=90°）简单菱方菱方（a=b=c，=90°）简单正交底心正交体心正交面心正交正交（abc，=90°）简单四方体心四方四方（a=bc，=90°）简单立方体心立方面心立方立方（a=b=c，=90°）四、根据面心立方和体心立方点阵晶胞，计算八面

5、体间隙和四面体间隙的位置、数量和大小。解：（1）面心立方结构 1.八面体间隙 位置：立方体中心和每个棱边的中心。 数量：1+121/4=4个间隙半径：八面体间隙中心到近邻原子球面最短距离方向是<100>方向，在a<100>长度内包含一个原子直径和一个间隙直径，所以八面体间隙半径为：r八面= (a-2r)= （2r-2r）=0.414r式中a=2r,r=a/42.四面体间隙 位置：4条对角线上，每一条对角线上有2个，它们的中心位置是1/4 1/4 1/4及其等效位置。数量：42=8个间隙半径：四面体间隙中心到最近邻原子中心的方向是<111>方向，在a/4<

6、;111>长度内包含1个原子半径和1个四面体间隙半径，所以四面体间隙半径为：r四面=a-r=2r-r=0.225r 式中a=2r（2）体心立方结构1.八面体间隙 位置：在立方体每个面的中心和每条棱边的中心。 数量：61/2+121/4=6个间隙半径：1)根据<100>方向计算：r八面=(a-2r)= （r-2r）=0.1547r式中a=r，r=a2)根据<110>方向计算： r四面=0.633r2.四面体间隙 位置：中心为1/2 1/4 0以及等效位置。 数量：641/2=12个间隙半径：r四面=r-r=0.291r五、为什么碳和氮在-Fe中的固溶度比-Fe中的大

7、？答：（1）-Fe为fcc结构晶体，-Fe为bcc结构晶体。从致密度看，尽管-Fe的总间隙量比-Fe大，但-Fe每个间隙的尺寸远小于-Fe的间隙尺寸，所以-Fe的间隙可容纳的间隙固溶原子的数量明显要多，因此，碳原子和氮原子溶入-Fe比溶入-Fe要容易些，所以碳和氮-Fe中的固溶度比-Fe中的大。 （2）从温度来看，D = D0exp(-Q/RT)。T越高，扩散系数越大，扩散越容易，而-Fe存在的温度高于-Fe，所以碳和氮在-Fe中扩散更容易，固溶度要更大一些。(3)从固溶度来看，-Fe的最大固溶度为2.11%而-Fe的最大固溶度为0.0218%.相图合金中含有金属间化合物AmBn，形成以化合物

8、为基的固溶体，即中间相。P103 3-5 P132 3-47 P104 3-6 P160 12 分析三元相图投影图中O1、O2、O3合金平衡冷却过程中发生的相变化和组织变化。 图3-77，给出Fe-Cr-C系w（Cr）为17%的垂直截面。（a） 把各相区的各相名称填上。（b） 从界面上能判断哪一些三相区的三相反应类型，是什么反应？（c） 有哪几个四相区，哪些四相区能从截面上判断四相反应类型，是什么反应？（d） 1.5%C-17%Cr-Fe合金加热时不出现液相的最高温度是多少？ 请根据下列条件画出一个二元相图。ØA和B的熔点分别是1000和700 ；含wB=0.25%的合金正好在500

9、 完全凝固，它的平衡组织由73.3%的先共晶和26.7%的共晶（+）组成。而wB=0.50的合金在500 的组织由40%的先共晶和60%的共晶（+）组成，并且此合金的总量为50%。 解：设共晶线上两端点成分分别为：wB=x，wB=y，共晶点的成分为：wB=z，根据已知条件有：73%=(z-0.25)/(z-x)×100% 26.7%=(0.25- z)/(z-x)×100% 40%=(z-0.50)/(z-x)×100% 50%=(y-0.50)/(y-x)×100% 由上述方程组分别解得：x=0.05B，y=0.95B，z=0.80B 共晶转变 包共晶

10、转变 包晶转变晶体缺陷： 1. 位错：指晶体材料的一种内部微观缺陷，即原子的局部不规则排列。畸变区只有几个或十几个原子间距的宽度，而长度方向尺寸很大，达到晶体的宏观尺寸，呈管道状。 2.柏氏矢量：是一个反映位错周围点阵畸变总累积的物理量，表示位错区域晶格畸变的大小和方向。4.攀移：指在热缺陷或外力作用下，刃型位错在垂直于滑移面的方向上运动，并伴随着空位的增加和减少，称之为攀移。 5交滑移：螺型位错在一个滑移面上遇到障碍物，还可以转换到与之相交的另一个滑移 面上滑移。这种滑移称为交滑移。6.不全位错：把柏氏矢量不等于点阵矢量整数倍的位错称为不全位错9. 扩展位错：一个全位错分解为两个不全位错，中

11、间夹杂着一个堆垛层错所构成的位 错组态。 11.共格孪晶界面：共格孪晶界是最简单的特殊大角度晶界。如果两晶粒的界面平行于孪晶界，且界面上的原子完全坐落在界面两侧晶体的点阵位置上，这种界面称为共格孪晶界。 13.重合位置点阵：若将可无限延伸的两个具有相同阵点的简单立方晶体中一个相对于另一个晶体某低指数的晶轴旋转特殊角度时，这两个晶体点阵中一些阵点会重合起来。这些重合位置的阵点在空间将构成三维空间的超点阵，称为重合位置点阵。 14.Cottrell气团：金属内部存在的大量位错，当溶质原子引起的畸变是球形对称时，在溶子原子与位错应力场的交互作用下，在刃型位错附近经常会吸附大量的异 类溶质原子，围绕位

12、错形成溶质原子气团，称为“柯氏气团”。 15.位错塞积群：同一滑移面上从位错源产生出来的同号位错被阻塞在滑移面上的障碍物（晶界、第二相等）前面，形成一种前端密、后端稀疏的位错排列组态。 .16割阶和扭折:不同滑移面上运动的位错在运动中相遇有可能发生位错互相切割的现象，在交割之后，在原位错线上会产生一小段折线（台阶），若折线（台阶）与原位错线不在同一原子面上，这段折线（台阶）被称为“割阶”，若折线（台阶）与原位错线不在同一原子面上，这段折线（台阶）被称为 “扭折”。 18派纳力：指周期点阵中移动半个位错所需的临界切应力。 二 位错在材料中作用1. 强化1) 位错的交互作用2) 塑性变形，溶质与位

13、错、位错与位错交互作用，阻碍位错运动，强度提高3) 溶质原子与位错交互作用，材料发生屈服4) 扩展位错转变为面角位错5) 细晶强化6) 弥散强化7) 有序强化（偏聚）2. 溶质原子在位错偏聚达到过饱和会出现脱溶3. 螺位错生长机制4. 易于扩散，是高效扩散通道5. 位错使弹性模量减少6. 固态相变位错处能量高（点阵畸变能量增加）、杂质原子聚集易于形核7. 影响材料物理性能（如发光）8. 位错塞积易形成裂纹9. 回复再结晶点阵畸变能量增加，细化晶粒 10.位错与溶质原子的交互作用会产生应变时效和屈服三、晶界特性1、晶界处点阵畸变大，存在界面能。晶粒的长大和晶界的平直化都能减少晶界面积，从而降低晶

14、界的总能量。2、晶界处原子排列不规则，在常温下晶界的存在会对位错的运动起阻碍作用，致使塑性变形抗力提高。晶粒越细小，材料的强度越高，这就是晶界强化。3、晶界处原子偏离平衡位置，具有较高的能量，并且晶界处存在较多的缺陷如空位、杂质原子和位错等，故晶界处原子的扩散速度比晶内快得多。4、在固态相变过程中，由于晶界能量较高且原子活动能力较大，所以新相易于在晶界处优先形核。原始晶粒越细，晶界越多，则新相形核率也相应越高。5、由于成分偏析出和内吸附现象，特别是晶界富集杂质原子的情况下，往往晶界熔点较低，故在加热过程中，因温度过高将引起晶界熔化和氧化，导致“过热”现象产生。6、由于晶界能量较高、原子处于不稳

15、定状态，以及晶界富集杂质原子的缘故，与晶内相比晶界的腐蚀速度一般较快。四、小角度晶界、大角度晶界P349-P372扩散1、 菲克第一定律在稳态扩散的情况下，单位时间内通过垂直扩散方向的某一单位面积物质截面的物质流量（扩散通量J)与此时的浓度梯度成正比。 适用于稳态扩散 J扩散通量，原子数目/m2或kg/m2s扩散通量是单位时间内通过垂直扩散方向的某一单位面积物质截面的物质通量。x沿扩散方向的距离，mC体积浓度，原子数目/m3或kg/m3D扩散系数，m2/s2、 菲克第二定律非稳态扩散，各点的浓度随时间而改变3、 扩散系数影响因素：1.温度:在低温和高温分别以晶界扩散和体扩散机制进行。2、 压力

16、:压力越大扩散系数越大。3、组元浓度：。两组元特性差异大，自扩散系数就大。从熔点来说，加入组元会使固溶体的熔点下降，则自扩散系数升高。4、第三组元：向体系中加入能形成稳定化合物的元素时，会使D下降。5、晶体结构：密排结构点阵中的扩散要比非密排点阵扩散慢，这一规律适用于置换溶质原子，也适用于间隙溶质原子。6、晶体缺陷：晶界（相界）、位错、表面等晶体缺陷都是高扩散的通道。4、 柯肯达尔效应两种扩散速率不同的金属在扩散中形成缺陷。5、 三元系发生扩散时，扩散层内能否出现两相共存区域，三相共存区？为什么？三元系扩展层内部可能存在三相共存区，但可以存在两相共存区。三元系中若出现三相平衡共存，其两相中成分

17、一定且不同相中同一组分的化学位相等，化学位梯度为零，扩散不可能发生。三元系在两相共存时，由于自由度数为2，在温度一定时，其组成相的成分可以发生变化，使两相中相同组元的原子化学位平衡受到破坏，引起扩散。（化学位梯度）1、在钢表面上，铁的每20个单位晶胞中有一个碳原子，在表面下1mm处，每30个单位晶胞中才有一个碳原子。在1000时，其扩散系数为3×10-11m2/s；结构为面心立方（a=0.365nm）。问每分钟有多少个碳原子扩散经过一个单位晶胞？解：计算钢棒表面及表面下1mm处的碳浓度那么 每一个单位晶胞的面积为a2所以 2、三元系发生扩散时，扩散层内能否出现两相共存区域，三相共存区

18、？为什么？解：三元系扩散层内不可能存在三相共存区，但可以存在两相共存区。原因：三元系中若出现三相平衡共存，其三相中成分一定且不同相中同一组分的化学位相等，化学位梯度为零，扩散不可能发生。三元系在两相共存时，由于自由度数为2，在温度一定时，其组成相的成分可以变化，使两相中相同组元的原子化学位平衡受到破坏，引起扩散。3、已知Zn在Cu中的扩散系数 试计算300时的扩散系数。解：4、在镍与钽中间插入一个0.05cm厚的MgO层作为扩散屏障，以阻止Ni与Ta两种金属之间的相互作用。在1400时，Ni原子能穿过MgO层扩散到Ta中。计算：（1）每秒钟通过MgO层的Ni原子数（2）Ni原子层减少1m厚度所

19、需的时间是多少？已知Ni原子在MgO中的扩散系数是9×10-12cm2/s，且1400时Ni原子的点阵常数为3.6×10-8cm。解：（1）在Ni与MgO界面上Ni的浓度为在Ta/MgO界面上Ni的浓度为0，所以浓度梯度为Ni通过MgO层的扩散通量为因此，每秒钟透过2cm×2cm界面的Ni原子总数为1.54×1013×2×2镍原子/s=6.16×1013镍原子/s(2)在一秒钟之内，从Ni/MgO界面扩散出去的Ni原子的体积为则Ni层每秒钟减少的厚度为由此可得，Ni层减少1m所需的时间为相变相：系统内物理性质均匀的部分，与其

20、他部分之间有分界面隔开。均匀的一相或几个混合相内，出现具有不同成分、不同结构或不同组织形态或性质的相，称为相变。热力学：朝着能量最低的方向进行（方向）动力学：选择阻力最小、速度最快的途径进行（途径）晶体学：可以有不同的形态，获得不同的相，其中只有最适合结构环境的新相才易生存下来（结果）1、简述固态相变与液-固相变在形核、长大规律方面有何特点？分析这些特点对所形成的组织会产生什么影响？解：相变驱动力：新相与母相的自由能之差。相变阻力：界面能、弹性应变能固态相变液-固相变形核形核阻力因比体积差而引起的畸变能及新相出现而增加的表面能（相变阻力大）形成新相而增加的表面能核的形状片状、针状等球状核的位置

21、大部分在缺陷处或晶界上非均匀形核。可能出现亚稳相形成共格、半共格界面，出现取向关系；尚有无核转变在各种现存界面或晶体表面非均匀形核长大新相生长受扩散或界面控制（原子迁移率低），以团状或球状方式长大；可能获得大的过冷度，导致无扩散相变新相生长受温度和扩散速率的控制，以枝晶方式长大组织特点组织细小，并可有多种形态：如魏氏组织、马氏体组织、沿晶界析出等产生枝晶偏析及疏松、气孔、夹杂等冶金缺陷固态相变形均匀核条件：要有过冷度、能量起伏、结构起伏、成分起伏一、 为什么容易在缺陷处形核答：晶体缺陷处，能量高，促进形核；溶质原子扩散容易，提高形核率。1） 界面形核：1、能量高，降低形核功。 2、易扩散、偏析

22、，利于扩散相变。 3、在现有界面形核，只需部分重建，阻力小。 4、新相/母相形成共格、半共格界面降低界面能。2） 位错形核：1、新相生成处位错消失，能量释放，提高驱动力。 2、溶质原子常在位错线上偏聚，位错又是扩散的通道，此处容易满足新相成分上的需求。3、对于半共格界面形核，原有的位错可以作为补偿错配的界面位错，使形核时的能量增值减小。3） 空位形核：促进扩散，新相生成处空位消失，提供能量空位群可凝结成位错。二、 晶体长大实质是相界面不断向母相中迁移的过程。驱动力是新旧相的体自由能差。1、 界面过程控制的晶核长大1、 非热激活长大界面推移时原子从母相迁移到新相并不需要跳离原来位置，也不改变相邻

23、原子的排列次序，而是靠切变方式使整层母相原子转变为新相。此过程不需要热激活。协同型长大：台阶式长大：若新旧相为共格或半共格界面，且半共格界面上的位错不能做垂直于界面方向的滑移或攀移。非热激活长大的晶核长大速度很大，且长大速度对温度不敏感。2、热激活长大基本无化学成分变化的相变，当界面的推移是由单个原子独立地跨越界面而进行,要克服能垒，需热激活帮助。新相晶核的长大速度u小，对温度敏感2、长程扩散过程控制的晶核长大：当新相成分不同时，随着新相的长大，必须有原子长距离扩散以满足成分上的要求，当界面上的成分满足要求后，界面迁移仍与界面结构有关。若点阵容易改组，那么长大主要取决于长距离扩散过程，所以称为

24、扩散控制型长大。1）长程扩散控制的球形核心长大2）长程扩散控制的片状核心的长大三、 相变动力学Johnson-Mehl动力学方程Avrami动力学方程 X：相变后体积分数 t:相变时间 n:时间指数 k:比例系数相变TTT曲线（时间温度转变曲线）从高温相到低温相，随着温度降低，相变驱动力增加，扩散能力减小。P494四、固态相变的特点1、相变自由能新相与母相自由能之差是相变的驱动力，相变自由能必须为负值才能发生相变，负值越大，相变越容易进行。2、相变阻力大界面能增加；比容不同，引起体积变化产生额外弹性应变能；新旧相化学成分不同，扩散困难。3、新相母相间存在一定的晶体学位相关系新相的某一晶面和晶相

25、分别与母相的某一晶面和晶相平行Fe-C合金中M，有111y /011M <<110>y/< 011>M没有确定的位向关系, 两相的界面肯定是非共格的。4、晶体缺陷促进形核固态晶体中存在晶界、亚晶界、位错、相界等各种晶体缺陷，固态相变一般在缺陷处优先形核。5、 惯习现象：新相沿特定的晶相在母相特定晶面上形成。6、 易出现过渡相：新母晶体结构差异大，二者之间比界面能高，相变势垒大，易协调形成中间产物（过渡相）7、 原子扩散：冷却速度很打时，会抑制扩散控制型相变，而发生无扩散相变8、 新相有特定的形状5、 P514 13 阿佛拉米方程6、 形核的阻力，形状，位置（上面的

26、表格中有）1、同素异晶转变：纯金属在一定的温度和压力下，由一种结构转变为另一种结构的现象称为同素异晶转变。如钢在冷却时由奥氏体中析出先共析铁素体的过程。2、伪共析转变：接近共析点成分的合金，冷却到共析点以下发生共析转变的过程。3、弹性应变能，在变形过程中，外力所作的功转变为储存于固体内的能量，固体在外力作用下，因变形而储存能量称为变形能或应变能。变形能有弹性变形能与塑性变形能。当外力逐渐减小，变形逐渐减小，固体会释放出部分能量而作功，这部分能量为弹性变形能。4、固态晶体中存在晶界、亚晶界、位错、相界等各种晶体缺陷，固态相变一般在缺陷处优先形核。第六章形变与再结晶1. 弹性变形：材料在外力作用下

27、产生变形，当外力取消后，材料变形即可消失并能完全恢复原来形状的性质称为弹性。这种可恢复的变形称为弹性变形。2弹性模量：表征晶体中原子间结合力强弱的物理量，在工程上，是材料刚度的度量。材料在弹性变形阶段，其应力和应变成正比例关系（即符合胡克定律），其比例系数称为弹性模量。3.塑性变形：塑性变形是物质在一定的条件下，在外力的作用下产生形变，当施加的外力撤 除或消失后该物体不能恢复原状的一种物理现象，即产生不可逆的永久变形。4.加工硬化指数：因塑性变形引起的硬度和强度增加的度量，真应力 与真应变 ，n 为加工硬化指数，对材料的加工变形行为具有重要影响，反映了材料抵抗继续塑性变形的能力。n=1表示完全

28、弹性行为，n=0表示完全不具备加工硬化能力即无塑性变形能力，n值越大，材料的冷加工性能越好。加工过程中应力与应变的关系，表征材料的强度。5储存能：冷变形所消耗能量的一小部分以弹性应变能和结构缺陷能的形式存在于变形晶体内骨，称为储存能。6.Hall-Petch关系：表示材料屈服强度 与晶粒尺寸的关系 s代表了材料的屈服强度，0 表示移动单个位错时产生的晶格摩擦阻力，ks 是晶格障碍强度系数， d是材料平均晶粒直径。7再结晶：将冷变形金属或合金加热到一定温度之后，在原变形组织中重新产生无畸变的等轴新晶粒，而性能也发生了明显变化并恢复到变形前的状况，这个过程称为再结晶。 8二次再结晶：在再结晶结束后

29、，正常长大过程被抑制而发生少数晶粒的异常长大的现象。这种晶粒的不均匀长大就好像在再结晶后均匀细小的等轴晶粒中又重新发生了再结晶， 所以称为二次再结晶。9再结晶拉轧：在形变奥氏体完全再结晶温度以上的温度范围进行轧制变形，各轧制首次均发生再结晶 细化从而得到十分细小的奥氏体晶粒组织，由此使钢材性能明显提高的轧制工艺。10未再结晶拉轧：形变奥氏体再结晶温度以下的温度范围进行轧制变形，使形变奥氏体晶粒 拉长压扁程度及形变储能被累积，在随后的奥氏体-铁素体相变时得到非常细小 的铁素体晶粒组织，由此使钢材性能明显提高的轧制工艺。11形变诱导相变：当新相在形变的基体相中产生时，相变过程可明显加速，称为形变诱

30、导相变。（可细化晶粒）一、回复在结晶组织变化性能变化：二、再结晶开始温度与熔点之间的关系12.示意画出单晶的应力-应变（-）曲线，并表出各阶段。铝（层错能约为200mJ/m2 ）和 不锈钢（层错能约为10 mJ/m2 ）哪一种材料形变第阶段开始得更早?这两种材料滑移特征有什么区别?解：右图是单晶的应力-应变(-)曲线的示意图。第III阶段是动态回复阶段，主要的机制是在塞积群中的螺位错交滑移，使得塞积群前的应力集中得以松弛，从而使硬化率下降。所以越容易交滑移的材料第III阶段开始越早。铝的层错能很高，位错一般不能扩展，所以其螺位错容易交滑移；而不锈钢的层错能很低，位错通常都会扩展，所以螺位错不容

31、易交滑移。所以铝在受力时更早进 入第III阶段。P426 5第7章 强化韧化机制提高材料强度的途径，两种方法，一，完全消除内部缺陷，使材料的强度接近理论强度2、 增加材料内部缺陷，提高强度，引入大量缺陷，阻碍位错运动（固溶强化，细晶强化，第二相强化，形变强化）强度：材料抵抗变形和断裂的能力1、马氏体强化：碳间隙固溶强化、孪晶界强化、相变位错强化，低温回火后-碳化物沉淀强化。2、应变硬化：位错强化。3、沉淀强化或时效硬化：第二相强化，包括碳化物、氮化物、氧化物、硼化物、硫化物及金属间化合物。4、固溶强化：合金元素固溶于基体相中形成固溶体而使其强化的方式。机制：形成固溶体时，由于溶质原子与溶剂金属

32、原子应力不同，溶剂晶格发生畸变，并在周围造成一个弹性场。此应力场与运动的位错的应力场发生交互作用，使位错的运动受阻。6、 位错强化：滑移位错运动时，邻近的其他位错将与之产生各种交互作用，使其运动受阻而产生强化。面心立方金属利用位错强化是很有利。其强化量与金属中的位错密度有关7、 细晶强化：通过细化晶粒使晶界所占比例增高而阻碍位错滑移产生强化的方式。s =0+ Ks·d-1/2s屈服强度；0派纳力或称摩擦阻力;Ks晶格障碍强度系数；d晶粒直径。晶粒愈细小，强化作用愈大，强度愈高。机制：由于晶界增多，使得位错在晶界处的塞集现象增多，位错从一个晶粒运动到另一个晶粒所需的应力集中也增大了，所

33、以由晶界的增多以及相邻晶粒取向不同产生了强化效应。由于晶粒尺寸的减小，则在相同的力作用下，晶粒内部和晶界附近的应变相差较小，变形较均匀，相对来说因应力集中而引起开裂的机会也较小，这就可能在开裂之前承受较大的变形量，所以能得到较大的伸长率或断面伸缩率，故细晶强化也提高材料的塑性。8、第二相强化：材料通过基体中分布有细小弥散的第二相颗粒而产生强化的方法。1）不可变形微粒强化(切过机制)1、位错切过粒子，粒子产生宽度为b的表面台阶，使总的界面能升高。2、当粒子是有序结构时，则位错切过粒子时会打乱滑移面上下的有序排列，产生反相畴界，引起能量的升高。3、由于第二相粒子与基体的晶体点阵不同或至少是点阵常数

34、不同，故当位错切过粒子时必然在其滑移面上引起原子的错排，需要额外做工，给位错运动带来困难。4、由于粒子与基体的比体积差别，而且沉淀粒子与母相之间保持共格或半共格结合，故在粒子周围产生弹性应力场，此应力场与位错会产生交互作用，对位错运动有阻碍。5、由于基体与粒子中的滑移面取向不一致，则位错切过后会产生一割阶，割阶存在会阻碍整个位错线的运动。6、由于粒子的层错能与基体不同，当扩展位错通过后，其宽度会发生变化，引起能量升高。2）可变形微粒强化（绕过机制）当位错运动与粒子相遇时，将受其阻挡，使位错线绕着它发生弯曲。随着外加应力的增大，位错线受阻部分的弯曲加剧，以致围绕着粒子的位错线在左右两边相遇，于是正负位错彼此抵消，形成包围着粒子的位错环留下，位错线的其余部分则越过粒子继续运动。这种移动阻力很大。奥罗万方程 粒子越多，粒子间距越小，强化作用越明显。2、 韧化机理金属材料韧性表征材料在外加负荷作用下从变形到断裂全过程吸收能量的能力，所吸收的能量愈大，则断裂韧性愈高断裂韧性冲击韧性韧化原理增加断裂过程中能量消耗的措施都可以提高断裂韧性韧化途径细化组织韧化韧性相与脆性相的比