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(建议下载)材料科学基础知识点

重点与难点

1.描述原子中电子的空间位置和能量的四个量子数;*

2. 核外电子排布遵循

的原则;*3. 元素性质、原子结构和该元素在周期表中的位置三者之间的关系;

*4. 原子间结合键分类及其特点; 5. 高分子链的近程和远程结构。

重要概念与名词

主量子数n,轨道角动量量子数l,磁量子数m,自旋角动量量子数s;

能量最低原理,Pauli不相容原理,Hund规则;

元素,元素周期表,周期,族;

结合键,金属键,离子键,共价键,范德华力,氢键;

高分子链,近程结构,结构单元,线性、支化、交联和三维网络分子结构;

无规、交替、嵌段和接枝共聚物;

全同立构、间同立构、无规立构,顺式、反式构型;

远程结构、数均、重均相对分子质量,聚合度;

热塑性、热固性塑料。

由于高分子材料的相对分子质量可高达几十万甚至上百万,所包含的结构单元可能不止一种,每一种结构单元又具有不同构型,而且结构单元之间可能有不同键接方式与序列,故高分子的结构相当复杂。

高分子结构包括高分子键结构和聚集态结构两方面。键结构又分近程结构和远程结构。近程结构属于化学结构,又称一次结构,是指大分子链中原子的类型和排列,结构单元的键接顺序、支化、交联以及取代基在空间的排布规律等。远

程结构又称二次结构,是指高分子的大小与形态,键的柔顺性及分子在各种环境中所采取的构象。

第二章概要

重点与难点

1. 选取晶胞的原则;

2.7个晶系,14种布拉菲空间点阵的特征;

3. 晶向指数与晶面指数的标注;

4. 晶面间距的确定与计算;

5. 晶体的对称元素与32种点阵;

6. 极射投影与Wulff网;

7. 三种典型金属晶体结构的晶体学特点;8. 晶体中的原子堆垛方式和间隙;

9. 固溶体的分类及其结构特点;10. 影响固溶体固溶度的因素;

11. 超结构的类型和影响有序化的因素;12. 中间相的分类及其结构特点;

13. 离子晶体的结构规则;14. NaCl型、A2B2型和硅酸盐晶体结构特点;

15. 金刚石型共价晶体结构特点;16. 聚合物晶态结构模型,晶体形态及其

结构特点;17. 非晶态结构及其性能与晶体结构的区别。

重要概念与名词

晶体,非晶体;

晶体结构,空间点阵,阵点,晶胞,7个晶系,14种布拉菲点阵;

宏观对称元素,微观对称元素,点群,空间群;

极射投影,极点,吴氏网,标准投影;

晶向指数,晶面指数,晶向族,晶面族,晶带轴,共价面,晶面间距;

面心立方,体心立方,密排立方,多晶型性,同素异构体;

点阵常数,晶胞原子数,配位数,致密度,四面体间隙,八面体间隙;

合金,相,固溶体,中间相,短程有序参数a,长程有序参数S;

置换固溶体,间隙固溶体,有限固溶体,无限固溶体,无序固溶体,有序固

溶体;

正常价化合物,电子化合物,电子浓度,间隙相,间隙化合物,拓扑密堆相;

离子晶体,NaCl型结构,闪锌矿型结构,纤锌矿型结构,硅酸盐[SiO4]4-四面体;

共价晶体,金刚石结构;

聚集态结构,球晶,缨状微束模型,折叠链模型,伸直链模型;

玻璃,玻璃化转变温度

[U V W]与[u v t w]之间的互换关系:

晶带定律:

立方晶系晶面间距计算公式:

六方晶系晶面间距计算公式:

电子浓度计算公式:

物质通常有三种聚集状态:气态、液态和固态。而按照原子(或分子)排列的规

律性又可将固态物质分为两大类,晶体和非晶体。

晶体中的原子在空间呈有规则的周期性重复排列;而非晶体的原子则是无规则排列的。原子排列在决定固态材料的组织和性能中起着极重要的作用。金属、

陶瓷和高分子的一系列特性都和其原子的排列密切相关。

一种物质是否以晶体或以非晶体形式出现,还需视外部环境条件和加工制备方法而定,晶态与非晶态往往是可以互相转化的。

固态物质可分为晶体和非晶体两大类。晶体的性能是与内部结构密切相关的。

为了便于了解晶体结构,首先引入一个"空间点阵"的概念。根据"每个阵点的周围环境相同"和六个点阵参数间的相互关系,可将晶体分为7个晶系,14种布拉菲点阵。晶胞是能反映点阵对称性、具有代表性的基本单元(最小平行六面体),其不同方向的晶向和晶面可用密勒指数加以标注,并可采用极射投影方法来分析晶面和晶向的相对位向关系。

在晶体结构中,最常见的是面心立方(fcc)、体心立方(bcc)和密排六方(hcp)三种典型结构,其中fcc和hcp系密排结构,具有最高的致密度和配位数。这三种典型结构的晶胞分别含有4、2、6个原子。利用刚球模型可以算出晶体结构中的间隙,以及点阵常数与原子半径之间的关系。

金属晶体的结合键是金属键,故往往构成具有高度对称性的简单晶体结构,如

fcc、bcc和hcp等。但是,工业上广泛使用的金属材料绝大多数是合金。由于

合金元素的加入,使形成的合金相结构变得复杂。合金组元之间的相互作用及其所形成的合金相的性质主要是由它们各自的电化学因素、原子尺寸因素和电子浓

度三个因素控制的。合金相基本上可分为固溶体和中间相两大类。

固溶体保持溶剂的晶体结构类型。根据溶质在固溶体点阵中的位置可分为置换固

溶体和间隙固溶体;按固溶度则分为有限固溶体和无限固溶体;而按溶质在固溶体中的排布则分为无序固溶体和有序固溶体;若按溶剂分类则有第一类固溶体和第二类固溶体之分。中间相的晶体结构不同于其组元的结构,它通常可用化合物的化学分子式表示。中间相根据其主导影响因素可分为正常价化合物,电子化合物,间隙相与间隙化合物,拓扑密堆相等。

离子晶体是以正负离子为结合单元的,其结合键为离子键。Pauling在实验基础上,用离子键理论,归纳总结出离子晶体的如下结构规则:负离子配位多面体规则、电价规则、负离子多面体共用顶、棱和面的规则,不同种类正离子配位多面

体间连接规则和节约规则等。它们在分析、理解晶体结构时简单明瞭,突出了结构特点。

典型的离子晶体结构是NaCl型,自然界有几百种化合物都属于此种结构。它属

于立方晶系,Fm3m空间群,可以看成分别由Na+和CL-构成两个fcc结构相互在棱边上穿插而成。

在无机非金属材料中,硅酸盐晶体结构尤其复杂,有孤岛状、组群状、链状、层

状和骨架状结构等。但它们有一个共同特点,即均具有[SiO4]4-四面体,并遵循由此导出的硅酸盐结构定律。

共价晶体是以共价键结合。共价晶体的共同特点是配位数服从8-N法则(N为原子的价电子数)。

最典型的共价晶体结构是金刚石结构。它属于复杂的fcc结构,可视为两个fcc 晶胞沿体对角线相对位移1/4距离穿插而成。

聚合物晶态结构是其聚集态结构(三次结构)中的一大类。由于大分子结构的缘故,聚合物的结晶是分子结晶,一个大分子可以贯穿若干个晶胞,结晶速度慢且存在结晶不完整性。

聚合物的晶态多种多样,主要由单晶、片晶、球晶、树枝状晶、孪晶和串晶等。

由于聚合物的晶态结构相当复杂,可用缨状微束模型、折叠链模型、伸直链模型、串晶或球晶结构模型以及Hosemann模型来加以描述。

固态物质中除各种晶体外,另一大类称为非晶体。由于非晶态物质内的原子排列在三维空间不具有长程有序和周期性,故决定了它在性质上是各向同性的,且没有固定的熔点(对玻璃而言,存在一个玻璃转变温度)。但是应注意固态物质虽

有晶体和非晶体之分,然在一定条件下,两者是可以相互转换的。

第三章概要

在实际晶体中,由于原子(或离子、分子)的热运动,以及晶体的形成条件、冷热加工过程和其他辐射、杂质等因素的影响,实际晶体中原子的排列不可能那样规则、完整,常存在各种偏离理想结构的情况,即晶体缺陷。晶体缺陷对晶体

的性能,特别是对那些结构敏感的性能,如屈服强度、断裂强度、塑性、电阻率、磁导率等有很大的影响。另外晶体缺陷还与扩散、相变、塑性变形、再结晶、氧化、烧结等有着密切关系。因此,研究晶体缺陷具有重要的理论与实际意义。

理想的完整晶体是不存在的。在实际晶体中,总存在着偏离理想结构的区域--晶体缺陷,这在高分子材料中,尤其严重。按其几何特征,晶体缺陷分为点缺陷、线缺陷和面缺陷三大类。

点缺陷包括空位、间隙原子、杂质或溶质原子等。点缺陷通常是由于原子的热运动并存在能量起伏而导致的。在一定温度下,点缺陷处于不断产生和复合的过程

中。当这两个过程达到平衡时,此时的点缺陷浓度就是该温度下的平衡浓度。它根据热力学理论求得:

另外晶体中的点缺陷还可通过高温淬火、冷变形以及高能

粒子的辐照效应等形成。此时晶体点缺陷浓度往往超过其平衡浓度,称为过饱和点缺陷。晶体的线缺陷表现为各种类型的位错。位错的概念是在研究晶体滑移过程时提出的。它相当于滑移面上已滑移区和未滑移区的交界线。位错按几何特征分为刃型位错和螺型位错两大类。但实际晶体中大量存在的是混合位错。柏氏矢量b是一个反映位错周围点阵畸变总积累的重要物理量。该矢量的方向表示位错的性质与位错的取向,即位错运动导致晶体滑移的方向;该矢量的模∣b∣表示了畸变的程度,称为位错的强度,而且∣b∣。一根位错线具有唯一的柏氏矢量,这是柏氏矢量的守恒性所决定的。柏氏矢量不仅决定位错的组态及其运动方向,而且对位错的一系列属性,如位错的应力场、应变能,位错

的受力状态,位错增殖与交互作用,位错反应等都有很大影响。对刃型位错,运

动方式有滑移和攀移两种,而对螺型位错,则只能滑移,但由于其滑移面不是唯一的,故可进行交滑移或双交滑移。位错的组态,分布及密度大小对材料性能影响很大。材料塑性变形就是大量位错运动的结果。位错理论可用来解释材料的屈服现象、加工硬化和弥散强化机制。晶界、亚晶界、相界、层错等属于晶体的面

缺陷。根据界面两侧晶粒的位向差,晶界分为小角度晶界和大角度晶界。小角度晶界又可分为倾斜晶界、扭转晶界等,它们的结构可用相应的位错模型来描述。

多晶材料中大量存在的是大角度晶界。大角度晶界的结构较复杂,其中原子排列不规则,不能用位错模型来描述。有人提出用"重合位置点阵"模型来描述,但它仅适用特殊位向,尚不能解释两晶粒处于任意位向差的晶界结构。

多相合金中同一相中的界面也是晶界和亚晶界,不同相之间的界面是相界。相界的结构有共格、半共格和非共格三类,单相合金或多相合金中的层错和孪晶界都

是共格界。共格界面的界面能最低

重点与难点

1.点缺陷的形成与平衡浓度;

2. 柏氏矢量的确定,物理意义及守恒性;

3. 位错的基本类型和特征;

4. 分析归纳位错运动的两种基本形式:滑移和

攀移的特点;5. 分析运动位错的交割及其所形成的扭折或割阶不同情况;

6. 比较螺型位错与刃型位错二者应力场畸变能的异同点;

7. 作用于位错的

组态力、位错的线张力、外加切应力、位错附近原子实际所受的力、以及位

错间的交互作用力相互之间的关系与区别;

8. 位错的增值机制;9. 堆垛层错与不全位错;10. 位错反应的条件;

11. Thompson四面体;12. 扩展位错的生成、宽度和运动;

13. 小角度和大角度晶界模型;14. 晶界能与晶界特性;15. 孪晶界与相界。重要概念与名词

点缺陷,线缺陷,面缺陷;

空位,间隙原子,肖脱基空位,弗兰克尔空位;

点缺陷的平衡浓度,热平衡点缺陷,过饱和点缺陷,色心,电荷缺陷;

刃型位错,螺型位错,混合位错,全位错,不全位错;

柏氏回路,柏氏矢量,柏氏矢量的物理意义,柏氏矢量的守恒性;

位错的滑移,位错的交滑移,位错的攀移,位错的交割,割阶,扭折;

位错的应力场,位错的应变能,线张力,滑移力,攀移力;

位错密度,位错增殖,弗兰克-瑞德位错源,L-C位错,位错塞积;

堆垛层错,肖克莱不全位错,弗兰克不全位错;

位错反应,几何条件,能量条件;

可动位错,固定位错,汤普森四面体;

扩展位错,层错能,扩展位错的宽度,扩展位错束集,扩展位错交滑移;晶界,亚晶界,小角度晶界,对称倾斜晶界,不对称倾斜晶界,扭转晶界;大角度晶界,"重合位置点阵"模型;

晶界能,孪晶界,相界,共格相界,半共格相界,错配度,非共格相界。

点缺陷的平衡浓度:

螺型位错的应力场:

刃型位错的应力场:式中

位错的应变能:式中

位错的线张力:

作用于位错的力:

滑移力攀移力

两平行螺位错间径向作用力:

两平行刃型位错间的交互作用力:

F-R源开动的临界切应力:扩展位错的平衡宽度:

对称倾斜晶界:

不对称倾斜晶界:,

三叉晶界界面能平衡公式:

第四章

物质的迁移可通过对流和扩散两种方式进行。在气体和液体中物质的迁移一般是通过对流和扩散来实现的。但在固体中不发生对流,扩散是唯一的物质迁移方式,其原子或分子由于热运动不断地从一个位置迁移到另一个位置。扩散是固体材料中的一个重要现象,诸如金属铸件的凝固及均匀化退火,冷变形金属的回复和再结晶,陶瓷或粉末冶金的烧结,材料的固态相变,高温蠕变,以及各种表

面处理等等,都与扩散密切相关。要深入地了解和控制这些过程,就必须先掌握有关扩散的基本规律。研究扩散一般有两种方法:

①表象理论一根据所测量的参数描述物质传输的速率和数量等;

②原子理论一扩散过程中原子是如何迁移的。

本章主要讨论固体材料中扩散的一般规律、扩散的影响因素和扩散机制等内容。

固体材料涉及金属、陶瓷和高分子化合物三类;

金属中的原子结合是以金属键方式;

陶瓷中的原子结合主要是以离子键结合方式为主;

而高分子化合物中的原子结合方式是共价键或氢键结合,并形成长链结构,

这就导致了三种类型固体中原子或分子扩散的方式不同,描述它们各自运动方式的特征也是本章的主要目的之一。

固体中原子或分子的迁移称为扩散。扩散是固体中物质迁移的唯一方式。研究扩散一般涉及两个方面:扩散的宏观规律——表象理论;扩散的微观机制——原子理论菲克第一定律描述了原子扩散通量(J)与浓度梯度()之间的关

系,即扩散通量与浓度梯度成正比,并且扩散方向与浓度梯度方向相反。菲克第一定律描述了一种扩散物质的质量浓度不随时间变化的稳态过程,因而不能描述大多实际情况的非稳态扩散。因此,在引入质量守恒定律后,由菲克第一定律导出了可应用于非稳态过程的第二定律。根据不同扩散问题的初始条件和边界条件,由菲克第二定律可求解出扩散物质随时间和位置的变化规律。置换固溶体中的原子扩散与间隙固溶体的原子扩散不同,它不仅涉及到溶质原子的扩散,也涉及到溶剂原子的扩散。溶质原子和溶剂原子的扩散速率不同导致了柯肯达耳效应。在置换固溶体中的原子扩散通量可具有菲克第一定律的形式,但扩散系数是互扩散系数,它与两种原子的本征扩散系数相关。

从菲克第一定律看,扩散的驱动力是浓度梯度,即物质从高浓度向低浓度扩散,

扩散的结果导致浓度梯度的减小,直至成分均匀,扩散停止。但实际上,在某些

情况下的扩散,物质出现从低浓度向高浓度扩散的“上坡扩散”或“逆向扩散的

现象。扩散的热力学分析表明,扩散的驱动力是化学势梯度,而不是浓度梯度,由此不仅能解释正常的“下坡扩散”现象。也能解释“上坡扩散”的反常现象。

在描述原子迁移的扩散机制中,最重要的是间隙机制和空位机制。间隙固溶体中原子扩散仅涉及到原子迁移能,而置换固溶体中原子的扩散机制不仅需要迁移能

而且还需要空位形成能,因此导致间隙原子扩散速率比置换固溶体中的原子扩散

速率高得多。扩散系数(或称扩散速率)是描述物质扩散难易程度得重要参量。

扩散系数与扩散激活能有关。其遵循阿累尼乌斯方程。因此,物质的扩散能力也可用扩散激活能的大小来表征。

实验表明,原子扩散的距离与时间的平方根成正比,而不是时间成正比,由此推断原子的扩散是一种无规则行走。由原子无规则行走的理论推导出的扩散距离

()与扩散时间t的平方根成正比,其与扩散方程的推导结果一致,表明原子的扩散确实是一种无规则行走,实际测出的扩散距离是大量原子无规曲折行走的综合效果

为了更好地应用扩散和控制扩散,了解影响扩散的因素是重要的。在影响扩散的诸多因素(如温度,固溶体类型,晶体结构,晶体缺陷,化学成分,应力等)中,温度是影响扩散的最重要因素。出现相变的扩散称为相变扩散和反应扩散。

由反应扩散所形成的相可参考平衡相图进行分析。实验结果表明,在二元合金反应扩散的渗层组织中不存在两相混合区,只有孤立的单相区存在,而且在它们的相界面上的浓度是突变的,它对应于相图中每个相在一定温度下的极限溶解度,

不存在两相混合区的原因可用相平衡的热力学来解释。

在金属和合金中,原子结合是以金属键方式结合,因此扩散原子可以跃迁进入邻近的任何空位和间隙位置。陶瓷中的原子结合以离子键结合方式为主,在离子晶体中扩散离子只能进入具有同电荷的位置。在离子晶体中缺陷的产生是以保持电荷中性为条件,因此需要形成不同电荷的两种缺陷,如一个阳离子空位和一个阴离子空位,这种缺陷组合称为肖脱基型空位;或者形成自间隙离子,由此形成的阳离子(阴离子)空位的电荷可通过形成间隙阳离子(间隙阴离子)来补偿,这样的缺陷组合称为费兰克尔型空位。当化合物中的离子化合价发生变化,或在

化合物中搀杂离子的化合价不同于化合物中的离子,为了保持电荷中性,就会出现阳离子空位或阴离子空位。

由于离子晶体的电导率与离子的扩散系数相关,因此通过测定不同温度下的

电导率,就可计算出不同温度下的扩散系数,由此可进一步获得离子扩散的激活能。

高分子化合物(又称聚合物)的基本结构单元是链节,链节之间联结是通过原子以共价键或氢键结合,由此形成长链结构。高分子化合物的力学行为是由分子链

运动的难易程度所决定的。高分子的主链很长,通常是倦曲的,而不是伸直的。

在外界影响下,分子链从倦曲变为伸直是通过分子运动来实现的,分子链的运动起因于主链中单键的内旋转。由单键内旋转导致分子在空间的不同形态(组态)

称为构象。基于单键内旋转不可能是完全自由的,即不能把链节视为分子链中的

独立运动的基本单元,故需要引入“链段”的重要概念。链段的长度Lp取决于不同构象的能垒差。当→0(内旋转完全自由),Lp等于链节长度l,

表示高分子的柔韧性最好;当→∞,Lp等于整个分子链节长度L(nl),此时分子链为刚性,无柔韧性。因此,可视链段为高分子链的独立运动的基本单元,即每个链段的运动是各不相关,完全独立的,并可用链段长度的大小表征高

分子链的可动性和柔韧性。

高分子的分子运动可分为两种尺寸的运动单元,即大尺寸单元——高分子链,小尺寸单元——链段或链段以下的单元(包括键角和键长的变化,侧基运动等)。高分子在不同条件下的力学行为取决于该条件不同运动单元的激活程度。

对于线型非晶态高分子,在玻璃化转变温度Tg以下,呈现玻璃态,其原因

是热能只激活比链段更小的运动单元,如链节,侧基等。而当温度高于T g而小于粘流温度T f时,热能只激活链段及链段以下的单元的运动,而呈现高弹态。

但此时热能尚不能激活高分子链整体运动,故不能产生分子链间的相对滑动。只有当温度高于T f温度,整个分子链质心出现相对位移,而呈现出粘流态。对于

体型非晶态高分子,由于它是一种立体网状交联结构,分子链不能产生相对质心

运动,因此它不能呈现粘流态,只能出现玻璃态和高弹态,并且随着交换联密度的增大,可能不出现高弹态。完全结晶的高分子是不存在的,都会有相当部分的非晶区。非完全晶态高分子的力学状态中出现皮革态,它是由晶区和非晶区不同

的力学特性的综合结果。

重点与难点

1.菲克第一定律的含义和各参数的量纲。

2.能根据一些较简单的扩散问题中的初始条件和边界条件。运用菲克第二定律求解。

3.柯肯达耳效应的起因,以及标记面漂移方向与扩散偶中两组元扩散系数大小的关系。

4.互扩散系数的图解方法。

5.“下坡扩散”和“上坡扩散”的热力学因子判别条件。

6.扩散的几种机制,着重是间隙机制和空位机制。

7.间隙原子扩散比置换原子扩散容易的原因。

8.计算和求解扩散系数及扩散激活能的方法。

9.无规则行走的,扩散距离与步长的关系。

10.影响扩散的主要因素。

11.反应扩散的特点和能应用相图确定反应扩散出现相类型。

12.运用电荷中性原理确定不同情况下出现的缺陷类型。

13.高分子链柔韧性的表征及其结构影响因素。

14.线型非晶高分子、结晶高分子和非完全结晶高分子力学状态的差异和起因。

15.概念和术语:

质量浓度,密度,扩散,自扩散,互扩散,间隙扩散,空位扩散,下坡扩散,上坡扩散,稳态扩散,非稳态扩散,扩散系数,互扩散系数,扩散通量,柯

肯达尔效应,体扩散,表面扩散,晶界扩散,肖脱基型空位,弗兰克尔型空

位,链节,链段,分子链,柔顺性,玻璃态,高弹态,粘流态,皮革态

重要概念与名词

1. 2.

3. 4.

5. 6.

7. 8.

9. 10. 11.

第五章概要

材料在外力作用下发生变形。当外力较小时,产生弹性变形。弹性变形是可

逆变形,卸载时,变形消失并恢复原状。在弹性变形范围内,其应力与应变之间

保持线性函数关系,即服从虎克(Hooke)定律:

式中E为正弹性模量,G为切变模量。它们之间存在如下关系:

弹性模量是表征晶体中原子间结合力强弱的物理量,故是组织结构不敏感参数。在工程上,弹性模量则是材料刚度的度量。实际上,理想的弹性体是不存在的,多数工程材料弹性变形时,可能出现加载线与卸载线不重合、应变滞后于应力变化等弹性不完整性。弹性不完整性现象包括包申格效应、弹性后效、弹性滞

后和循环韧性等。对非晶体,甚至对某些多晶体,在较小的应力时,可能会出现

粘弹性现象。粘弹性变形是既与时间有关,又具有可恢复的弹性变形,即具有弹性和粘性变形量方面特征。粘弹性变形是高分子材料的重要力学特性之一。

当施加的应力超过弹性极限时,材料发生塑性变形,即产生不可逆的永久变形。

通过塑性变形,不但可使材料获得预期的外形尺寸,而且可使材料内部组织和性能产生变化。单晶体塑性变形的两个基本方式为滑移和孪生。滑移和孪生都是切应变,而且只有当外加切应力分量大于晶体的临界分切应力C时才能开始。然而,滑移是不均匀切变,孪生为均匀切变。对于多晶体而言,要求每个晶粒至少

具备由5个独立的滑移系才能满足各晶粒在变形过程中相互制约和协调。多晶体中,在室温下晶界的存在对滑移起阻碍作用,而且实践证明,多晶体的强度随其名的Hall-Petch公式来加以描述:

至于合金为单相固溶体时,由于溶质原子存在会呈现固溶强化效果,对某些

材料还会出现屈服和应变时效现象;当合金为多相组织结构时,其变形还会受到第二相的影响,呈现弥散强化效果。

而陶瓷晶体,由于其结合键(离子键、共价键)的本性,再加上陶瓷晶体中的滑

移系少,位错的b大,故其塑性变形相对金属材料要困难得多,只有以离子键为主的单晶陶瓷才能进行较大的塑性变形。对于高分子材料,其塑性变形是靠粘性流动而不是靠滑移产生的,故与材料粘度密切相关,而且受温度影响很大。

材料经塑性变形后,外力所做的功部分以储存能形式存在于材料内部,从而使系统的自由能升高,处于不稳定状态。故此,回复再结晶是材料经过冷变形后的自发趋势,加热则加快这一过程的发生。

当加热温度较低,时间较短时,发生回复。此时,主要表现为亚结构的变化

和多边化过程,第一类内应力大部消除,电阻率有所下降,而对组织形态和力学性能影响不大。

当加热温度较高,时间较长时就发生再结晶现象。再结晶时,新的无畸变等

轴晶将取代冷变形组织,其性能基本上回复到冷变形前的状态。

再结晶完成后继续加热时,晶粒将发生长名的Hall-Petch公式来加以描述:至于合金为单相固溶体时,由于溶质原子存在会呈现固溶强化效果,对某些

材料还会出现屈服和应变时效现象;当合金为多相组织结构时,其变形还会受到第二相的影响,呈现弥散强化效果。

而陶瓷晶体,由于其结合键(离子键、共价键)的本性,再加上陶瓷晶体中

的滑移系少,位错的b大,故其塑性变形相对金属材料要困难得多,只有以离子键为主的单晶陶瓷才能进行较大的塑性变形。对于高分子材料,其塑性变形是靠粘性流动而不是靠滑移产生的,故与材料粘度密切相关,而且受温度影响很大。

材料经塑性变形后,外力所做的功部分以储存能形式存在于材料内部,从而

使系统的自由能升高,处于不稳定状态。故此,回复再结晶是材料经过冷变形后的自发趋势,加热则加快这一过程的发生。

当加热温度较低,时间较短时,发生回复。此时,主要表现为亚结构的变化

和多边化过程,第一类内应力大部消除,电阻率有所下降,而对组织形态和力学性能影响不大。

当加热温度较高,时间较长时就发生再结晶现象。再结晶时,新的无畸变等

轴晶将取代冷变形组织,其性能基本上回复到冷变形前的状态。

再结晶完成后继续加热时,晶粒将发生长大现象。

重点与难点

1. 弹性变形的特点和虎克定律;

2. 弹性的不完整性和粘弹性;

3比较塑性变形两种基本形式:滑移与孪生的异同点;

4. 滑移的临界分切应力; 5 滑移的位错机制; 6. 多晶体塑性变形的特点;7. 细晶强化与Hall-Petch公式;8 屈服现象与应变时效;

9. 弥散强化; 10. 加工硬化;

11.形变织构与残余应力; 12.回复动力学与回复机制; 13. 再结晶形核机制14.再结晶动力学;15.再结晶温度及其影响因素16.影响再结晶晶粒大小的因素;17晶粒的正常长大及其影响因素18. 一次与二次再结晶以及静态再结晶的区别;

19.无机非金属材料塑性变形的特点;20.高聚物塑性变形的特点。

重要概念与公式

弹性变形,弹性模量,包申格效应,弹性后效,弹性滞后,粘弹性;

塑性变形,滑移,滑移系,滑移带,滑移线,交滑移,双交滑移;

临界分切应力,施密特因子,软取向,硬取向,派-纳力;

孪生,孪晶面,孪生方向,孪晶,扭折;

固溶强化,屈服现象,应变时效,加工硬化,弥散强化;

形变织构,丝织构,板织构,残余应力,点阵畸变,带状组织,流线;

回复,再结晶,晶粒长大,二次再结晶,冷加工,热加工,动态再结晶;

储存能,多边化,回复激活能,再结晶激活能,再结晶温度;

弓出形核,临界变形量,再结晶织构,退火孪晶;

虎克定律:

华裔的临界分切应力:

Peierls-Nabarro力:

Hall-Petch公式:

弥散强化关系式:

聚合型合金强化关系式:

加工硬化关系式:

回复动力学:

再结晶动力学:在洁净的极限平均晶粒直径:再结晶晶粒大小与温度之间的关系:

第六章概要

由一种元素或化合物构成的晶体称为单组元晶体或纯晶体,该体系称为单元系。

单组元的高分子称为均聚物。某组元由液相至固相的转变称为凝固。如果凝固后的固体是晶体,则凝固又称为结晶。某种元素从一种晶体结构转变为另一种晶体

结构的固态相变称为同素异构转变;而某种化合物经历上述的固态相变称为同分

异构转变或多晶型转变。对于某种元素或化合物,随着温度和压力的变化,在热力学平衡条件下,其组成相的变化规律可由该元素或化合物的平衡相图表示。根据多元系相平衡条件可导出相律,相律给出了平衡状态下体系中存在的相数与组

元数、温度、压力之间的关系,对分析和研究相图有重要的指导作用。根据相律

可知,单元系最多只能有三相平衡。单元系相图中的曲线(相界线)表示了两相

平衡时的温度所对应的压力,两者的定量关系可由克劳修斯——克拉珀龙方程所

决定。值得注意的是,多数晶体由液相变为固相或者高温相变为低温固相时,是放热和收缩的,因此相界线的斜率为正,但也有少数晶体是放热但膨胀的,因此相界线的斜率为负。对于固态中的同素(分)异构转变,由于体积变化很小,所

以固相线通常几乎是垂直的。

相图是描述热力学平衡条件下相之间的转变图,但有些化合物相之间达到平衡需要很长的时间,稳定相形成速度甚慢,因而会在稳定相形成之前,先形成自由能较稳定相高的亚稳相,这称为奥斯特瓦尔德阶段。

理论表明:研究纯晶体的凝固,首先必须了解晶体凝固的热力学条件。在恒压条件下,晶体凝固的热力学条件是需要过冷度,即实际凝固温度应低于熔点

T m。晶体的凝固经历了形核与长大两个过程。形核又分为均匀形核与非均匀(异质)形核。对于均匀形核,当过冷液体中出现晶胚时,一方面,体系的体积自由

能下降,这是结晶的驱动力;另一方面,由于晶胚构成新的表面而增强了表面自由能,这成为结晶的阻力。在液-固相变中,晶胚形成时的体积应变能可在液体

中完全释放掉,故在凝固中可不考虑这项阻力。综合驱动力和阻力的作用,可导出晶核的临界半径r*,其物理意义是,当半径小于r*的晶胚是不稳定的,不能自发长大,最终熔化而消失,而半径等于或大于r*的晶胚可以自发长大成为晶核。临界半径对应的自由能称为形核功。理论推导表明,是大于零的,其值等于表面能的三分之一,因此,这部分的能量必须依靠液相中存在的能量起伏

来提供。综合所述可知,结晶条件需要过冷度、结构起伏(出现半径大于r*的晶胚)和能量起伏。在研究结晶问题时,形核率是一个重要的参数,它涉及到凝固

后的晶粒的大小,而晶粒尺寸对材料的性能有重要影响。形核率受两个因素控制,即形核功因子核和扩散几率因子。

对纯金属均匀形核研究发现,有效形核温度约在0.2T m,表明均匀形核所需的过冷度很大。而纯金属在实际凝固中,所需过冷度却很小,其原因是实际凝固是非均匀(异质)形核。异质基底通常可有效地降低单位体积的表面能,从而降

低形核功,这种异质基底的催化作用使非均匀(异质)形核的过冷度仅为0.02T m。

形核后地长大涉及到长大的形态、长大的方式和长大的速率。影响晶体长大特征的重要因素是液——固界面的构造。液——固界面的结构可分为光滑界面和粗糙界面。杰克逊提出了判断粗糙及光滑界面的定量模型。理论推导得出,当α≤2时为粗糙界面,当α>2时为光滑界面。杰克逊的热力学判据已被许多实验

证明是正确的。

晶体的长大速率与其长大方式有关。连续长大方式对应的是粗糙界面,其长大速率最大,与动态过冷度(液——固界面向液体推移时所需的过冷度)成正比;而二维形核与螺形位错形核对应的是光滑界面,它们的生长速率均小于连续长大方式的生长速率。

研究液体在一定的温度下随时间变化的结晶量,这就是结晶动力学。结晶动力

学方程首先由约翰逊——梅尔(Johnson-Mell)导出。方程推导的假设条件为均匀形核,形核率和长大速度为常数,以及晶核孕育时间很短。而阿弗拉密(Avrami)在这基础上,考虑到形核率与时间相关,给出了结晶动力学的普适

方程,称为阿弗拉密方程。阿弗拉密方程已在金属、陶瓷和高分子的结晶动力

学研究中被证明是正确的,普适的。

纯晶体凝固时的生长形态不仅与液——固界面的微观结构有关,而且取决于界面前沿液体中的温度分布情况。在正的温度梯度下,光滑界面结构的晶体,

其生长形态呈现台阶状;而粗糙界面的晶体,其生长形态呈平面状。在负的温

度梯度下,粗糙界面结构的晶体,其生长形态呈树枝状;光滑界面结构的晶体,其生长形态也呈现树枝状,只有当α值很大的晶体,其生长形态才呈现平面状。

金属凝固理论在晶粒尺寸的控制,单晶的制备,非晶金属的获得等方面有着重要的应用。

高分子的晶体像金属、陶瓷及低分子有机物一样,在三维方向具有长程有序排列,因此,高分子的结晶行为在许多方面与它们具有相似性,如结晶需要过冷度,过冷度越大,结晶尺寸越小,结晶过程也包括形核核长大两个过程而形核也分为均

匀形核和非均匀(异质)形核两种类型。但由于高分子是长链结构,要使高分子

链的空间结构均以高度规整性排列于晶格,这比低分子要困难得多,因此,高分子结晶呈现出不完全性(即不能得100%晶体)、不完善性(具有缺陷)、熔融

升温(宽得熔限温度)和结晶速度慢的特点。

重点与难点

1 结晶的热力学、结构和能量条件; 2.相律的应用;

3.克劳修斯——克拉珀龙方程的应用;4.亚稳相出现的原因;

5.均匀形核的临界晶核半径和形核功的推导;

6.润湿角的变化范围及其含义; 7.液——固界面的分类及其热力学判据;

8.晶体的生长方式及其对生长速率的关系; 9.阿弗拉密方程的应用;

10.液—固界面结构和液——固界面前沿液体的温度分布对晶体形态的影响;

11.减小晶粒尺寸的方法 12.高分子结晶与低分子结晶的相似性和差异性;

凝固,结晶,近程有序,结构起伏,能量起伏,过冷度,均匀形核,非均匀形核,晶胚,晶核,亚稳相,临界晶粒,临界形核功,光滑界面,粗糙界面,温度梯度,平面状,树枝状,均聚物,结晶度,熔限,球晶,晶片。

1. 2. 3.

4. 5.

第七章概要

由二元及以上组元组成的多元系材料称为合金。在多元系中,二元系是最基本的,也是目前研究最充分的体系。二元系相图是研究二元系在热力学平衡条件下,相与温度、成分之间关系的有力工具,它已在金属、陶瓷和高分子材料中得

到广泛的应用。二元系比单元系多一个组元,它有成分的变化,若同时考虑成分、温度和压力,则二元相图将为三维立体相图。鉴于三维立体图的复杂性和正常的

研究中体系处于一个大气压的状态下,因此,二元相图仅考虑体系在成分和温度

两个变量下的相状态。二元相图中的成分通常由重量百分数,原子百分数,摩尔百分数表示;现在图标用质量分数(w)和摩尔分数(x)表示。由相律可知,在压力恒定条件下的二元相图中,最多只能三相共存,三相平衡的温度和成分均不

改变,故在相图中三相平衡由一水平线表示。

相图热力学是研究相图和计算相图的重要方法。根据固溶体的自由能——成分曲线计算可得,当相互作用参数Ω<0时,固溶体为有序固溶体;当Ω=0时,固溶体为无序固溶体;当Ω>0时,固溶体为偏聚固溶体。根据多相平衡的公切

线原理,可确定平衡相在某温度下的成分。两相混合物的自由能(G m)应在该两相平衡时的公切线上,其成分应在它们平衡成分之间。根据不同温度下的自由能——成分曲线可推测相图,反之可根据相图推测自由能——成分曲线。

二元相图中最基本的相图是匀晶相图,共晶相图,包晶相图和溶混间隙相图。运用连接线和杠杆定律可求出某温度下两相的平衡成分和两相的相对量。根据匀晶相图可研究固溶体的平衡凝固过程。平衡凝固过程是指凝固过程的每个阶段都

达到平衡,即在相变过程中有充分时间进行组元间的扩散,以达每个温度下平衡相的成分。每个温度下的平衡凝固过程实际包括三个过程:(1)液相的扩散过程,(2)固相的长大过程,(3)固相的扩散过程。实际凝固速度较快,难以达

到平衡凝固,使凝固过程偏离平衡条件,称为非平衡凝固。非平衡凝固有以下几个特点:(1)随冷速变化的固相平均成分线或液相平均成分线均在固相线或液

线的下方,冷速越大,它们偏离固、液相线越严重;(2)先结晶部分是富高熔点组元,后结晶的部分是富低熔点组元;(3 非平衡凝固的终结温度低于平衡凝

固时的终结温度。由液相同时结晶出两个固相,这样两个固相的混合物称为共晶

组织或共晶体。在共晶反应前,由液相结晶出的固溶体称为先共晶体或初生相。

当成分为共晶成分时的合金称为共晶合金;当成分小于共晶成分,并能出现共晶组织的合金称为亚共晶合金;同理,当成分大于共晶成分,并能出现共晶组织的

合金称为过共晶合金。在亚共晶合金和过共晶合金中,若要确定初生相和共晶体的相对量,称为组织组成体相对量计算;若要确定合金中组成相的相对量,称为组织相的相对量计算。

在非平衡凝固条件下,某些亚共晶或过共晶成分的合金也能得到100%的共晶组织,这种共晶组织称为伪共晶。伪共晶区的范围和冷速有关。伪共晶区的配置与组元的熔点有关。若两组元的熔点接近,伪共晶区通常呈现对称分布;若两组元熔点相差甚远,则伪共晶区将偏向高熔点一侧。伪共晶区在相图中的配置通常是通过实际测定的。但定性了解伪共晶区在相图的分布规律,就可解释用平衡相图方法无法解释的异常现象。在非平衡凝固中,某些单相固溶体成分的合金也会出现少量的非平衡共晶组织,同时这种非平衡共晶组织失去共晶组织中两相交

替排列的特征,故称为离异共晶。

在二元相图中,包晶转变是由已结晶的固相与剩余液相反应形成另一固相的

恒温转变。由于包晶反应涉及到原子从初生相到包晶相的固相间的扩散,因此,

包晶反应在通常的冷速下难以完全进行,即相当的初生相会被保留下来。

在某些合金(金属、陶瓷、高分子)中,单相固溶体在某些成分范围和温度

之间会分解成成分不同而结构与单相固溶体相同的二相,这种分解称为溶混间隙转变。溶混间隙转变有两种方式:一种是通常的形核长大,需要克服形核能垒;

另一种是通过没有形核阶段的不稳定分解,称为调幅分解。调幅分解的热力学条

件是<0,调幅分解是通过上坡扩散使成分起伏增大,从而直接导致新相

的形成。

在某些二元系中,可形成一个或几个化合物,由于它们位于相图中间,故又称中间相。根据化合物的稳定性可分为稳定化合物和不稳定化合物。具有稳定化合物的相图,可以化合物熔点所对应的成分为界,把相图分为两个或多个独立相图,这样便于相图的分析。

掌握上述基本类型相图的分析方法,就不难对其他类型的转变(如共析转变、包析转变、偏晶转变、熔晶转变,合晶转变、有序——无序转变)进行分析。对

陶瓷和合金中的两个最重要的二元相图SiO2-Al2O3和Fe-C的剖析,可加深对相图知识的应用。

合金结晶过程除了遵循结晶的一般规律外,由于二元系中第二组元的加入,

溶质原子要在液、、固两相中发生重新分布,这对合金的凝固方式和晶体的

生长形态产生重要影响。溶质原子在液、固两相中重新分布的程度可用平衡

分配系数k0表示。

在五个假设的条件下推导出正常凝固方程,其中最重要的两个假设是液相成分任何时都是均匀的以及液-固界面是平直的。正常凝固方程描述了在非平衡凝

固条件下固相质量浓度随凝固距离的变化规律,即当k0<1时,溶质浓度呈现由锭表面向中心逐渐增加的不均匀分布,这种分布称为正偏析,它不利于材质的均

匀性。然而这种不均匀性可起到提纯的作用。鉴于正常凝固是把整个合金熔化,

就会破坏前一次的提纯的效果,因次随后出现通过区域熔炼达到提纯的目的。区域熔炼方程的推导过程中的假设与正常凝固过程相同,应注意的是该方程不能用于大于一次(n>1)的区域熔炼后的溶质分布和最后一个熔区中的溶质分布。

在推导正常凝固方程和区域熔炼方程时,都采用了液相成分是均匀的这一假设,通常是合理的,因为液体可通过扩散和对流两种途径,尤其是对流更易使溶质在液体中获得均匀分布,然而实际中这个假设是一个非常严峻的约束。为了表征液体的混合程度,引入有效分配系数k e。根据k e的数学表达式可得,k e=k0表示液体中溶质完全混合(即成分均匀);ke=1表示液体完全不混合;而k0<k e <1表示液体不充分混合。

在推导正常凝固方程时,另一个重要得假设是液-固界面是平直的,这个假设在实际中也是在一个特定条件下才能获得。根据成分过冷理论可知,只有

当≤G,液-固界面才能保持平直,反之液-固界面呈现胞状,树枝状等形态。成分过冷理论说明了合金为什么在正的温度梯度下能形成树枝

晶,它不同于纯金属只有在负的温度梯度下才能出现树枝晶。

上述是固溶体的凝固理论,对于共晶组织是由液相同时结晶出两个固相,相关的共晶凝固理论较复杂。共晶组织形态复杂,对共晶组织的分类很多,其中根据共晶两相凝固生长时液-固界面的性质分类较为科学,由此将共晶组织分为三类:(1)金属-金属型(粗糙-粗糙界面),(2)金属-非金属(粗糙-光滑界面),(3)非金属-非金属(光滑-光滑界面)。其中金属-金属型共晶合金的凝固理论研究较为深入。对于金属-金属型共晶大多是层片状或棒状共晶。形成层片状还

是棒状共晶,虽然在某些条件下会受到生长速度、结晶前沿的温度梯度等参数的影响,但主要受界面能所控制。界面能取决于界面面积和单位面积界面能。根据两种共晶类型界面面积的计算得到:当两相中的一相体积小于27.6%,有利于形成棒状共晶;反之有利于形成层片状共晶。从单位面积界面能来看,由于层片状共晶中的两相通常以一定取向关系相互配合,可有效降低单位面积界面能。因此,当共晶中的一相体积分数在27.6以下时,就要视降低界面能还是降低单位面积

界面能更有利于降低体系的能量而定。若为前者,倾向于得到棒状共晶,若为后者,将形成层片状共晶。

共晶合金组织结晶过程可用赫尔特格林外推法进行分析。其假设有一领先相(α)形成,领先相的形成使液相的成分有利于另一相(β)的结晶,β的结

晶又使液相成分有利于α的结晶,这种反复的过程使共晶中α和β相交替生长而

形成相间排列的组织形态。在共晶生长中,由于动态过冷度很小和强烈的横向扩散,使液-固界面前沿不能建立起有效的成分过冷,因此界面通常呈平直状。从

层片状共晶生长的动力学方程推导和实验均表明,层片间距(λ)与凝固速度(R)的平方根成反比,即凝固速度越快,层片间距越小。共晶的层片间距显著影响合金的力学性能,其与屈服强度的关系满足霍尔-佩奇(Hall-Petch)公式。

工业上应用的零部件通常由两种途径获得:一种是由合金在一定的几何形状

与尺寸的铸模中直接凝固成铸件;另一种是通过合金浇注成铸锭,然后开坯,再通过热锻或热轧,最终通过热处理或机加工等工艺获得部件的几何尺寸和性能。

因此,合金铸锭(件)的质量不仅在铸造生产中,而且对几乎所有的合金制品都

是重要的。合金铸锭(件)的质量与它们的组织与缺陷有关。铸锭(件)的宏观

组织分为三个晶区:表面细晶区,柱状晶区和中心等轴晶区。表面细晶区始终存在,它在以后的机加工中被去除。柱状晶的优点是组织致密和可被利用的“铸造织构”,其缺点是存在的脆弱界面;而中心等轴晶无择优取向,没有脆弱的界面,但其致密度不如柱状晶。因此,通过浇注条件的改变可获得单一的柱状晶或单一

的中心等轴晶,或者不同比例的柱状晶和中心等轴晶来满足不同性能的需要。

铸锭(件)的缺陷主要有缩空和偏析。缩空的类型与合金凝固方式有关。几

乎不产生成分过冷的“壳状凝固”形成致密的柱状晶,其主要为集中缩空;而成

分过冷显著的“糊状凝固”形成的树枝状方式生长的等轴晶,其主要为分散缩空(疏松);介于两者之间的为壳状-糊状混合凝固,获得柱状晶和等轴晶混合组织。铸锭(件)的偏析有宏观偏析和显微偏析之分。宏观偏析又可分为正常偏析、反偏析和比重偏析;而显微偏析分为胞状偏析、枝晶偏析和晶界偏析。通过在低于固相线的高温下进行长时间的扩散退火可减轻成分偏析。

两种或两种以上单体集合成的高分子成为高分子合金。高分子合金的合金化目的也与金属的合金化一样,可有效地提高其综合性能。高分子长链结构,从热力学分析可知,高分子的相容性远小于小分子的相容性,因此高分子的混合一般不能完全相容来得到均匀相(单相),必出现相分离;相分离的机制与低分子一样,

也有两种:调幅分解和形核长大机制。二元高分子相图很少,也很简单,一般为

两种基本类型,即具有最高临界互溶温度(UCST)的双节线和最低临界互溶温度(LCST)双节线。高分子相图测定方法很多,其中散射光强是测定相图的主要方法之一。高分子合金的制备方法可分为物理共混法和化学共混法。二元高分子合金按相的连续性可分为单相连续结构和两相连续结构两种类型。

重点与难点

1.成分的表示方法 2.相互作用参数的物理意义

3.多相平衡成分确定的公切线方法;

4.两相混合物的自由能的确定及两相相对量的确定;

5.固溶体的平衡凝固与非平衡凝固;

6.共晶合金的平衡凝固与组织组成体,组成相的相对量计算;

7.共晶合金非平衡组织类型;8.包晶合金的凝固机制

9.包晶反应不完全性的原因;10.调幅分解的判据与特点;

11.二元相图恒温转变的类型;

12. SiO2-Al2O3和Fe-Fe3C二元系相图中的基本组织;

13. K0和Ke的含义; 14.成分过冷含意及判据;

15.平直界面的判据;16.层片状共晶和棒状共晶的判据;

17.赫尔特格林外推法;18.共层状共晶的片间距与冷速的关系;

19.偏析的分类;20.高分子合金相容性差的原因;

21.高分子的相图的二种基本类型;22.高分子合金制备“基本方法”;

23.概念与术语:相律,平衡凝固,非平衡凝固,液相线,固相线,固相平均成分线,液相平均成分线,初生相,共晶体(组织),伪共

晶,离异共晶,调幅分解,稳相化合物,莫莱石,铁素体,奥氏体,

渗碳体,珠光体,莱氏体,A1温度,A3温度,Acm1温度,正常凝

固,区域熔炼,成分过冷,晶胞组织,树枝状组织,呈片状共晶,

棒状共晶,表层细晶区,柱状晶区,中心等轴晶区。熔孔,疏松,

偏析,高分子合金。

应记公式

1.

2.

3.

4.

5.

6.

<8.

9.

7.

三元相图是研究三元系合金在热力学平衡条件下,相与温度、成分之间关系的有效工具。三元系合金由于成分有二个变量,加上一个温度变量,故三元相图为三维的立体图形。由相律可知,三元相图中最大平衡相数为4,故四相平衡应是恒温水平而三相平衡时存在一个自由度,所以三相平衡转变是一个变量过程,

反映在相图上,三相平衡区必将占有一定空间,不再是二元相图中的水平线。

三元相图的成分表示通常有三种方法:等边成分三角形,等腰成分三角形和

直角成分三角形。等边成分三角形是最常用的表示法,而等腰成分三角形或直角成分三角形只是为了分别清晰表示三元系某一组元含量很少或某二组元很少时

才使用。在等边成分三角形中,ΔABC的三个顶点表示3个组元,三角形的边AB。BC,CA分别表示3个二元系的成分坐标,则三角形内的任一点都代表三元系的

某一成分。等边成分三角形有一些重要性质:

1)成分点位于平行于三角形任一边的直线上的所有合金,它们有一组元含量必相同,相同的组元就是直线所对顶角上的组元,该性质称为等含量规则;(2 成分点位于通过三角形顶点的任一直线上的合金,它们所含此线两旁的另两顶点组

元的含量比值相等,该性质称为等比例规则;(3)从成分点为M的三元合金中不断取出某一组元(假定为B组元),则合金成分点在成分三角形中位置将沿BM 的延长线方向,即背离B组元方向变化,这样满足B组元不断减少,而A、C含量比例不变的条件,该性质称为背向规则;(4)在一定温度下三元系合金处于两

相平衡时,合金的成分点和该两个平衡相的成分点必位于成分三角形内的一条直

线上,该性质称为直线规则;(5一个合金分解成二个平衡相或分解成三个平衡相,各相的相对量可分别用杠杆定律和重心定律计算。

三元匀晶相图是最简单的三元相相中完全互溶。当水平(恒温)截面经过

二相区时,与液、固相面相截分别得到液相线和固相线,液、固相线把水平截面

划分为液相区L,固相区α和液、固两相区L+α。在一定温度下,欲确定两个

平衡相的成分,必须先用实验方法确定某一相的成分(由相率可知,成分可变),然后用直线法则来确定另一相对应的平衡成分。连接两平衡相对应成分的水平直

线称为连接线。两平衡相的相对量可用杠杆定律求出。连接线的走向有一定规则,

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