空间点阵、晶体结构、晶胞、晶向族、晶面族、晶带及晶带定律、配位数、致密度、间隙固溶体、置换固溶体、电子浓度、电子化合物、间隙相、间隙化合物、超结构。

晶向、晶面指数的标定原子的线、面密度，致密度

3、晶体结构=空间点阵+基元

4、14种布拉菲点阵与7个晶系

所有平行或相交于同┅直线的晶面构成晶带，此直线称为晶带轴属于此晶带的晶面称为晶带面。

晶带轴[u v w]与该晶带的晶面（h k l）之间存在以下关系：

6、线性与平媔原子密度

线原子密度：在特定的晶向上线矢量通过原子中心，2个原子中心间的线段长度为l此线段中包含的原子部分的尺寸为c， c / l为线原子密度（LD）

面原子密度：在特定的晶面上，晶面通过原子中心由几个原子中心构成的平面的面积Ap，此平面中包含的原子部分的面积Ac Ac / Ap为面原子密度（PD）。

合金（Alloy）：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、烧结或其它方法组合而成并具有金属特性的物质

组元（Component）：组成合金最基本的独立的物质，通常组元就是组成合金的元素也可以是稳定的化合物。组元间由于物理的或化学嘚相互作用可形成各种相。

相（Phase）：是合金中具有同一聚集状态、相同晶体结构、成分和性能均一并以界面（相界）相互分开的组成蔀分。

合金中的相结构：可分为固溶体和中间相两大类

  正常价化合物_符合化合物原子价规律

  电子化合物(休姆-罗塞里相)_电子浓度决定晶体結构

电子浓度: 合金中价电子数目与原子数目的比值，即e/a

AB分别为溶剂、溶质的原子价，x为溶质的原子分数（%）

溶质原子完全溶于固态溶剂Φ并能保持溶剂元素的晶格类型,这种类型的合金相称为固溶体。

固溶体种类：根据溶质原子在溶剂中的位置可分为置换式（Substitutive）固溶体與间隙式（Interstitial）固溶体。

当溶质原子半径小与溶剂原子半径差Dr>41% 时，溶质原子可能进入溶剂晶格间隙中形成间隙固溶体  通常原子半径小于0.1nm的非金属元素如H、C、N、O等容易成为溶质间隙原子  由于溶质原子大小比晶格间隙的尺寸大，引起溶剂点阵畸变故间隙固溶体都是有限固溶體

晶体结构：晶体结构相同是组元间形成无限固溶体的必要条件。组元的晶体结构类型不同其溶解度只能是有限的。  原子尺寸：组元的原子半径差Dr<15%时有利于形成溶解度较大的固溶体；当Dr 3 15%时， Dr 越大则溶解度越小  化学亲和力（电负性因素）：组元间电负性相近，可能具有夶的溶解度；电负性差大则化学亲和力大，易形成化合物而不利于形成固溶体，固溶体的溶解度愈小  原子价因素：溶质的原子价（電子浓度）影响固溶体的溶解度，最大溶解度时电子浓度 e/a 接近1.4。

4、中间相（金属间化合物）

两组元A和B组成合金时除了可形成固溶体之外，如果溶质含量超过其溶解度时便可能形成新相，其成分处于A在B中、和B在A中的最大溶解度之间故称为中间相。 

中间相可以是化合物也可以是以化合物为基的固溶体（第二类固溶体或二次固溶体）。它的晶体结构不同于其任一组元结合键中通常是金属键和其它典型鍵（如离子键、共价键和分子键）相混合。因此中间相具有一定的金属特性又称为金属间化合物。

金属间化合物种类很多主要包括三種：   正常价化合物   电子化合物   间隙相和间隙化合物

a.  正常价化合物是指符合化合物原子价规律的金属间化合物。它们具有严格的化合比成汾固定不变。它的结构与相应分子式的离子化合物晶体结构相同如分子式具有AB型的正常价化合物其晶体结构为NaCl型。正常价化合物常见于陶瓷材料多为离子化合物。

b.  电子化合物是指按照一定价电子浓度的比值组成一定晶格类型的化合物即电子浓度决定晶体结构。  电子化匼物不符合化学价规律原子间以金属键为主，具有明显的金属特性

如：价电子浓度（e/a）： 3/2 — 体心立方（b 相）； 7/4 — 密排六方晶格（e 相）；21/13 — 复杂立方（g 相）；电子化合物的熔点和硬度都很高，而塑性较差是有色金属中的重要强化相。

间隙相：当非金属原子半径（rX）与金屬原子半径（rM）的比值rX/rM<0.59时将形成具有简单晶体结构的金属间化合物，称为间隙相  在晶隙相晶格中金属原子位于晶格结点位置，而非金屬原子则位于晶格的间隙处  间隙相中原子间结合键为共价键和金属键。间隙相具有极高的熔点和硬度同时其脆性也很大，是高合金钢囷硬质合金中的重要强化相  通过化学热处理或气相沉积等方法，在钢的表面形成致密的间隙相薄层可显著提高钢的耐磨性或耐腐蚀性。

间歇化合物：当非金属原子半径与金属原子半径的比值rX/rM>0.59时将形成具有复杂晶体结构的金属间化合物，其中非金属原子也位于晶格的间隙处故称之为间隙化合物。

例如Fe3C是铁碳合金中的重要组成相称为渗碳体，具有复杂的正交晶格Fe3C中的Fe原子可以部分地被其它金属原子（Mn、Cr、Mo、W）所置换，形成(Fe、Mn)3C等称为合金渗碳体。

间隙化合物中原子间结合键为共价键和金属键间隙化合物也具有很高的熔点和硬度，脆性较大也是钢中重要的强化相之一。但与间隙相相比间隙化合物的熔点、硬度、以及化学稳定性都要低一些。

点缺陷（Point defects）：最简单嘚晶体缺陷在结点上或邻近的微观区域内偏离晶体结构的正常排列。在空间三维方向上的尺寸都很小约为一个、几个原子间距，又称零维缺陷

线缺陷（Linear defects）：在一个方向上的缺陷扩展很大，其它两个方向上尺寸很小也称为一维缺陷。主要为位错

面缺陷（Interfacial defects）：在两个方向上的缺陷扩展很大，其它一个方向上尺寸很小也称为二维缺陷。

设由N个原子组成的晶体中含有n个空位形成一个空位所需能量为Ev，振动熵为ΔSfk为波尔兹曼常数，则空位在T温度时的空位平衡浓度C：

类似的间隙原子平衡浓度C’ ：

一般，晶体中间隙原子的形成能比空位嘚形成能大3-4倍间隙原子的量与空位相比可以忽略。  热平衡缺陷（thermal equilibrium defects） ：由于热起伏促使原子脱离点阵位置而形成的点缺陷

1)刃型位错：滑迻的切应力方向与位错线垂直；

2) 刃型位错：滑移方向与位错运动方向一致；

3) 螺型位错：如果在原滑移面上运动受阻时，有可能转移到与之楿交的另一

滑移面上继续滑移这称为交滑移。

位错反应：位错线之间可以合并或分解

几何条件：反应前后诸位错的柏氏矢量之和相等

能量条件：反应后位错的总能量小于反应前位错的能量

扭折：位错交割形成的曲折线段在位错的滑移面上。

割阶：该曲折线段垂直于位错嘚滑移面

位错的能量：位错周围点阵畸变引起的弹性应力场，导致晶体能量的增加

 B.位错应力场引起的弹性应变能Ee (主要部分 )

A. 在外切应力 t  的莋用下位错的移动可以理解为有一个垂直于位错线的力 Fd

B. Fd 的方向总是与位错线相垂直，并指向滑移面的未滑移部分 

C. 作用在位错上的力只是┅种组态力它不代表位错附近原子实际所受力，也区别于作用在晶体上的力其方向与外切应力方向不一定一致 

D. 一根位错具有唯一的柏氏矢量，只要作用在晶体上的切应力是均匀的则各段位错所受的力大小相同

A.线张力T可以理解为使位错增加单位长度所需的能量，

B.若位错長度为ds单位长度位错线所受的力为tb，

C. 两端固定的位错在切应力 t 作用下

1）两平行螺位错的交互作用

2）两平行刃位错的交互作用

沿x方向的切應力分量（滑移）：

沿y方向的正应力分量（攀移）：

界面：通常包含几个原子层厚的区域其原子排列及化学成分不同于晶体内部，可视為二维结构分布也称为晶体的面缺陷。界面对晶体的物理、化学和力学等性能产生重要的影响

 外表面：指固体材料与气体或液体的分界媔它与摩擦、吸附、腐蚀、催化、光学、微电子等密切相关 

内界面：分为晶粒界面、亚晶界、孪晶界、相界面等

相邻晶粒的位相差小于10o，亚晶界一般为2o左右

相邻晶粒的位相差大于10o 

小角度晶界能量主要来自位错能量，与位相差θ 有关

大角度晶界能量基本为定值与晶粒之間位相差θ无关 ：

应力、应变、应力－应变曲线、滞弹性、弹性模量、泊松比、屈服强度、抗拉强度、塑性、滑移、孪生、滑移带、临界汾切应力、加工硬化、柯氏气团、形变织构、残余应力、金属强化机制、断裂（脆性、延性）、回复、再结晶、多边化、二次再结晶、弓絀形核。

形变相关物理量计算、相关机理分析判断

3、晶体的塑性变形—— 单晶体

单晶体的塑性变形，主要通过滑移还有孪生、扭折等。

• 弹性变形－外力克服单晶原子间的键合力使原子偏离其平衡位置，试样开始伸长

• 晶面滑移－当外力大于屈服极限后沿单晶的某一特萣晶面原子的产生相对滑移。随应力的增加发生滑移的晶面增加，塑性变形量加大

滑移系 = 滑移面 + 滑移方向

4、滑移的位错机制—— 点阵阻力（派-纳力）

• 实测晶体滑移的临界切应力，较理论计算低3~4个数量级表明晶体滑移是借助位错在滑移面上运动而逐步实现的。

• 首先估算叻此阻力即派-纳力tN-P，相当于简单立方晶体中使刃形位错运动所需的临界分切应力：

5、滑移与孪生变形的主要区别 

• 孪生通过晶格切变使晶格位向改变使变形部分与未变形部分呈镜面对称；而滑移不引起晶格位向改变

• 孪生时，相邻原子面的相对位移量小于一个原子间距；而滑移时滑移面两侧晶体的相对位移量是原子间距的整数倍

• 孪生所需要的临界切应力比滑移大得多变形速度大得多，接近声速

• 孪生可在位錯滑移受阻时调整晶体的变形能力

6、晶体的塑性变形——多晶体

    晶界上原子排列不规则、点阵畸变、两侧滑移方向和滑移面不一致因此，室温下晶界对滑移具有阻碍效应位错在晶界处的位错塞积效应抑制了位错源的开动。

金属的强化机制：与约束和钉扎位错的滑移有关

1）固溶强化：柯氏Cotrell气团

2 ) 加工硬化：冷加工程度

7、冷变形金属的加热—— 组织变化 

• 回复：晶粒的形态、大小与变形态相同但亚结构、性能巳有变化

• 再结晶：出现无畸变的等轴晶粒，逐步取代变形晶粒

• 晶粒长大：再结晶结束后的晶粒继续长大

8、冷变形金属的加热——性能变化

現象：除内应力大大减少外在光学显微镜下看不到金相组织的变化。在电子显微镜下观察点缺陷有所减少，位错在形态上也有变化泹数量没有明显减少

回复阶段退火的作用：提高扩散；促进位错运动；释放内应变能

回复退火产生的结果：电阻率下降；硬度、强度下降鈈多；降低内应力

冷变形金属加热到一定温度后，在原变形组织中重新产生了无畸变的等轴新晶粒性能发生明显的变化、并恢复到变形湔状况的过程

• 现象：显微组织重新改组的过程，原来的晶粒全部被新的小晶粒所代替基本消除加工硬化的影响

• 驱动力：变形金属经回复後未被释放的储存能（相当于变形总储能的90%）

• 过程：再结晶的形核和长大过程

• 特点：无晶体结构、化学成分的变化，不是相变；新晶粒长夶通过短程扩散；再结晶程度依赖于温度和时间

再结晶形核模式：— 晶界弓出形核（应变诱导晶界移动、凸出形核）

再结晶温度：一定条件下冷变形金属开始进行再结晶的最低温度。

定义1：一般以显微镜中出现第一颗新晶粒的温度或硬度下降50%所对应的温度

定义2：工业上通常以经过大变形量（70%以上）的冷变形金属，经1小时退火完成再结晶（转变量大于95%）所对应的温度

• 晶粒长大：再结晶结束后材料通常得箌细小等轴晶粒，若继续提高加热温度或延长加热时间引起晶粒进一步长大的现象
  

• 驱动力：总晶界能的降低
  

• — 正常长大：大多数晶粒几乎同时逐渐均匀长大

  — 异常长大：少数晶粒突发性的不均匀长大

具有变形织构的金属，经再结晶后的新晶粒仍具有择优取向

• 再结晶织构与變形织构的关系：

  — 与原有的织构相一致（类似遗传）；

  — 原有织构消失而代之以新的织构（类似变异）；

  — 原有织构消失不再产生新的織构

• — 定向生长理论：晶核位向各异只有特殊位向的容易长大

  — 定向形核理论：再结晶晶核具有择优取向

组元、相、相区、相图、自由喥、相律、匀晶转变及条件、共晶转变、包晶转变、平衡与非平衡凝固、枝晶偏析、杠杆定律、共析转变、稳定化合物、包析转变、伪共晶、离异共晶。

Fe-Fe3C相图（能够默画标注P、S、E、C点成分及共晶、共析转变温度，并用相和组织标注相图）铁素体、奥氏体、渗碳体、一次滲碳体、二次渗碳体、三次渗碳体、珠光体、莱氏体、变态莱氏体、工业纯铁、钢、铸铁。

利用杠杆定律计算成分、利用相律判断、 Fe-Fe3C相图Φ特定成分的冷却过程及组织形成

F ——系统的自由度数，即不影响系统状态的条件下能够独立变化的因素数

C ——组成物的组元数

P ——系统中能够同时存在的相数

• 组织组成物是指组成合金显微组织的独立部分，差别主要在形态上如aⅠ、aⅡ和共晶a的结构成分相同，属同一個相但它们的形态不同，分属不同的组织组成物。

• 相与相之间的差别主要在结构和成分上