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最大溶解度时的电子浓度数值接近位1.4。

17.间隙固溶体：

溶质原子分布于溶剂晶格间隙而形成的固溶体。

18间隙相：

当非金属X和金属M原子半径的比值rx/rM<

0.59时，形成具有简单的晶体结构的相。

19.间隙化合物：

当rx/rM>

0.59时，形成具有复杂的晶体结构的相。

拓扑密堆相：

由两种大小不同的金属原子所构成的一类中间相，其中大小原子通过适当配合构成空间利用率和配位数都很高的复杂结构

20.晶体缺陷：

实际晶体中原子排列不规则、完整，存在各种偏离理想结构的情况。

根据晶体缺陷的几个特征，分为三类:

点缺陷、线缺陷、面缺陷。

21:

晶格畸变：

点缺陷周围的涉及几个原子间距范围的弹性畸变区，从而使强度、硬度提高，塑性、韧性下降。

22.点缺陷：

在结点上或邻近的微观区域内偏离晶体结构的正常排列的一种缺陷。

23.点缺陷的分类：

热缺陷、组织缺陷、电荷缺陷

24.空位：

原子脱离原来的平衡位置迁移到别处，在原位出现的空结点就是空位。

25.肖特基缺陷：

离开平衡位置的原子迁移到晶体的表面上。

26.弗仑克尔缺陷：

离开平衡位置的原子迁移到晶格的间隙中。

27.空位的形成能：

在晶体内取出一个原子放在晶体表面上（但不改变晶体的表面积和表面能）所需要的能量。

28.热平衡缺陷：

由于热起伏促使原子脱离点阵位置而形成的点缺陷。

29.过饱和的点缺陷：

通过高温淬火、冷变形加工和高能粒子的辐照效应等形成。

30.平衡浓度：

晶体中点缺陷的存在一方面造成点阵畸变，使晶体内能升高，增大了晶体的热力学不稳定性；

另一方面，由于增大了原子排列的混乱程度，并改变了其周围原子的振动频率，又使晶体的熵值增大，而熵值增大，晶体就越稳定。

由于存在着这两个互相矛盾的因素，晶体中的点缺陷在一定温度下必然有一平衡的数目。

31.复合：

间隙原子与一个空位相遇时，它将落入该空位，而使两者都消失的过程。

32.能量起伏：

体系中每个微小体积所实际具有的能量会偏离体系平均能量水平而瞬时涨落的现象。

33.自扩散：

晶体中的原子由于空位和间隙原子不断产生和复合，不停地由一处向另一处作无规则的布朗运动。

34.位错：

晶格中一部分晶体相对于另一部分晶体发生局部滑移，滑移面上滑移区与未滑移区的交界线称作位错。

35.位错的分类：

分为刃型位错和螺型位错

36.滑移：

在外加应力的作用下，通过位错中心附近的原子沿柏氏矢量方向在滑移面上不断地作少量的位移（小于一个原子间距）而逐步实现的。

37.交滑移：

从原滑移面转移到与之相交的另一滑移面上去继续滑移，这一过程称为交滑移

38.双交滑移：

如果交滑移后的位错再转回和原滑移面平行的滑移面上继续运动，则称为双交滑移。

39.攀移：

垂直于滑移面的方向运动。

40.位错的应变能：

位错中心畸变能Ec和弹性应变能Ee

41.位错密度：

单位体积晶体中所含位错线的总长度。

（单位面积的位错线数目）

42.单位位错：

柏氏矢量恰好等于单位点阵矢量的位错称为单位位错。

43.全位错：

柏氏矢量恰好等于点阵矢量整数倍的位错称为全位错。

44.不全位错：

柏氏矢量不等于单位点阵矢量整数倍的位错称为不全位错。

45.部分位错：

柏氏矢量小于单位点阵矢量的位错称为部分位错。

46.堆垛层错：

实际晶体结构中，密排面的正常堆垛顺序有可能遭到破坏和错排，称为堆垛层错，简称层错。

47.肖克利不全位错：

层错与完整晶体的边界就是肖克莱位错，可以滑移，但不能攀移。

属于可动位错。

既可以是纯刃型，也可以是纯螺型或混合型。

48.弗兰克不全位错：

抽去半层密排面形成的弗兰克不全位错，可以攀移，但不能滑移。

又称不滑动位错或固定位错。

弗兰克位错属纯刃型位错。

49.位错反应：

位错之间的相互转化（分解或合并）称为位错反应。

50.表面：

固体材料与气体或液体的分界面。

51.内界面：

晶界、亚晶界、孪晶界、层错和相界面等。

52.表面能：

晶体表面单位面积自由能的增加。

53.晶界：

属于同一固相但位向不同的晶粒之间的界面。

54.亚晶界：

位向稍有差异的相邻亚晶粒间的界面。

55.小角度晶界：

相邻晶粒的位向差小于10°

晶界；

亚晶界均属小角度晶界，一般小于2°

56.小角度晶界的分类：

对称倾斜晶界、不对称倾斜晶界、扭转晶界。

57.大角度晶界：

相邻晶粒的位向差大于10°

晶界，多晶体中90％以上的晶界属于此类。

58.重合位置点阵：

设想把两个相邻晶粒的阵点向晶界以外无限延伸，再经过微小的位置调整（如绕某轴旋转）以后，必有一部分阵点重合。

由这些重合阵点构成的新点阵，称为“重合位置点阵”。

重合位置的原子占晶体原子的比例，称为“重合位置密度”。

59.相界：

具有不同结构的两相之间的分界面。

60.相界分类：

共格相界，半共格相界，非共格相界

61.共格界面：

所谓"

共格"

是指界面上的原子同时位于两相晶格的结点上，即两相的晶格是彼此衔接的，界面上的原子为两者共有。

62.半共格界面：

若两相邻晶体在相界面处的晶面间距相差较大，这时界面上两相原子部分地保持匹配，这样的界面称为半共格界面或部分共格界面。

63.非共格界面：

当两相在相界面处的原子排列相差很大时,只能形成非共格界面。

64.相界能：

包括弹性畸变能和化学交互作用能。

从相界能的角度来看，从共格到半共格到非共格相界依次增加。

65.扩散：

固体中的原子或分子由于热运动从一个位置不断迁移到另一个位置。

扩散的基本类型按扩散路径分：

晶内扩散、晶界扩散、晶面扩散

66.菲克第一定律：

扩散中原子的通量与质量浓度梯度成正比。

（描述物质由高浓度区向低浓度区迁移的定量公式。

）D值越大，扩散越快。

第一定律仅适用于稳态扩散。

即在扩散过程中材料各处的浓度及浓度梯度都不随时间改变的情况。

67.非稳态扩散：

浓度梯度随时间变化而变化的扩散，即各点的浓度随时间而变化。

稳态扩散：

浓度梯度不随时间变化而变化的扩散

68.化学扩散：

扩散是由于浓度梯度所引起的。

69.自扩散：

不依赖浓度梯度，仅由热振动所引起的扩散。

70.柯肯达尔效应：

反映了置换原子的扩散机制，两个纯组元构成扩散偶，在扩散的过程中，界面将向扩散速率快的组元一侧移动。

（柯肯达尔效应最重要意义之一就是支持了空位扩散机制）

71.上坡（逆）扩散：

沿着浓度升高的方向进行扩散，使浓度发生两极分化。

下坡（顺）扩散：

沿着浓度降低的方向进行扩散，使浓度趋于均匀化，如渗碳、铸件的均匀化退火等；

72.平均扩散速度：

当溶质原子扩散加速到其受到阻力等于驱动力时，溶质原子的扩散速度就达到它的极限速度。

73.扩散机制：

在晶体中，原子在其平衡位置作热振动，并会从一个平衡位置跳到另一个平衡位置，即发生扩散

间隙机制：

原子从一个晶格中间隙位置迁移到另一个间隙位置（间隙机制适用于间隙固溶体中间隙原子的扩散）

空位机制：

通过空位进行跳动，晶体中总有一定数量的空位，并且它们总是不断地移动位置，在空位扩散时，扩散原子跳入空位，此时所需的能量不大，但每次跳动必须有空位移动与之配合，即原子进入相邻空位实现一次跳动之后，必须等到一个新的空位移动到它的邻位，才能实现第二次跳动。

（空位机制适用于置换固溶体中原子的扩散）

74.推填：

即一个填隙原子可以把它近邻的、在晶格结点上的原子“推”到附近的间隙中，而自己则“填”到被推出去的原子的原来位置上。

75.挤列：

一个间隙原子挤入体心立方晶体对角线（即原子密排方向）上，使若干个原子偏离其平衡位置，形成一个集体，此集体称为“挤列”，原子可沿此对角线方向移动而扩散。

76.弹性变形：

外力去除后能够完全恢复的那部分变形。

77.弹性后效（滞弹性）：

一些实际晶体，在加载或卸载时，应变不是瞬时达到其平衡值，而是通过一种弛豫过程来完成其变化的。

这种在弹性极限σe范围内，应变滞后于外加应力，并和时间有关的现象称为滞弹性或弹性后效。

78.弹性滞后：

由于应变落后于应力，曲线商加载线和卸载线不重合形成一封闭回线。

79.内耗：

应变落后于应力，这时会产生能量的消耗，因为这种能量的消耗是产生在试样的内部，故称作内耗。

80.粘性流动：

非晶体固体和液体在很小外力作用下，会发生没有确定形状的流变，并且在外力去除后，形变不能回复。

81.粘弹性现象：

一些非晶体或多晶体，在比较小的应力时可以同时表现出弹性和粘性。

82.塑性变形：

材料在外力作用下发生永久变形而不被破坏的能力。

屈服强度：

材料开始发生明显塑性变形时的最低应力值。

83.单晶体塑性变形的方式：

滑移、孪生、扭折

84.滑移：

晶体的一部分相对于另一部分沿一定晶面发生相对的滑动。

滑移系：

一个滑移面和此面上的一个滑移方向合起来叫做一个滑移系。

85.滑移的临界分切应力：

当晶体受到外力作用时，不论外力方向、大小和作用方式如何，均可将其分解成垂直某一晶面的正应力与沿此晶面的切应力。

只有外力引起的作用于滑移面上、沿滑移方向的分切应力达到某一临界值时，滑移过程才能开始。

该分切应力称为滑移的临界分切应力。

86.软取向：

取向因子大

87.硬取向：

取向因子小

88.多系滑移：

对于具有多组滑移系的晶体，滑移首先在取向最有利的滑移系（其分切应力最大）中进行，但由于变形时晶面的转动结果，另一组滑移面上的分切应力也可能逐渐增加到足以发生滑移的临界值以上，于是晶体的滑移就可能在两组或更多的滑移面上同时进行或交替地进行，从而产生多系滑移。

89.派-纳（P-N）力：

1、2为等同位置，当位错从位置1移动到位置2时，需要越过一个势垒，也就是位错在运动时遇到了点阵阻力，又称为派-纳（P-N）力。

派－纳力公式意义：

滑移面的面间距越大，越容易滑移。

由于晶体中原子最密排面的面间距最大，密排面上最密排方向上的原子间距最短，这就解释了为什么晶体的滑移面和滑移方向一般都是晶体的原子密排面与密排方向。

90.形变织构：

金属冷塑性变形时，晶体要发生转动，使金属晶体中原为任意取向的各晶粒逐渐调整到取向彼此趋于一致．这就形成了晶体的择优取向，称为形变织构。

91.储存能：

一小部分以畸变能储存在形变材料内部。

储存能的具体表现方式为：

宏观残余应力、微观残余应力、点阵畸变。

92.回复：

新的无畸变晶粒出现之前所产生的亚结构和性能变化的阶段。

93.再结晶：

出现无畸变的等轴新晶粒逐步取代变形晶粒的过程。

94.晶粒长大：

再结晶结束之后晶粒的继续长大。

95.（再结晶）形核：

再结晶晶核是现存于局部高能量区域内的、以多边化形成的亚晶为基础形核。

96.（再结晶）长大：

晶粒长大，实质上是一个晶界迁移的过程。

界面迁移的驱动力主要是无畸变的新晶粒与周围旧晶粒之间的应变能差。

97.再结晶温度：

冷变形金属开始进行再结晶的最低温度。

测定方法：

金相法、硬度法

98.正常晶粒长大：

大多数晶粒几乎同时逐渐均匀长大。

99.异常晶粒长大（二次再结晶）：

少数晶粒突发性的不均匀长大，是一种特殊的晶粒长大现象。

100.组元：

组成一个体系的基本单元

101.相：

体系中具有相同物理与化学性质、且与其他部分以界面分开的均匀部分。

102.单元系：

由一种元素或化合物构成的警惕称为单组元晶体，该体系成为单元系。

103.结构起伏（相起伏）：

近程有序结构可在金属液体中各处处于“时聚时散，此起彼伏”的不断变动之中，这种近程有序的聚散现象，称为结构起伏，或相起伏。

近程有序：

在液体中的微小范围内，存在着紧密接触规则排列的原子集团，称为近程有序。

104.过冷度：

ΔT=Tm-T，是熔点Tm与实际凝固温度T之差，ΔT称为过冷度。

105.（晶体凝固）均匀形核：

新相晶核史在母相中均匀的生成的，即晶核由液相中的一些原子团直接形成，不受杂质粒子和外表面的影响。

（均质形核、自发形核）

106.非均匀（异质）形核：

新相优先在母相中存在的异质处形核，即依附于液相中的杂质或外来表面形核。

（异质形核、非自发形核）

107.相变驱动力：

当过冷液体中出现晶胚时，原子由液态的聚集状态转变为晶态的排列状态，使体系的自由能降低，这就是相变的驱动力。

108.形核功：

形成临界晶核时，体积自由能的下降只补偿了表面能的2／3，还有1／3的表面能没有得到补偿，需要另外供给，即需要对形核作功，故称ΔG*为形核功。

109.形核率：

形核率是指在单位时间单位体积液相中形成的晶核数目，以N表示。

110.晶体长大：

从宏观上来看，晶体的长大是晶体的界面向液相中的逐步推移过程；

从微观上看，晶体的长大则是依靠原子逐个由液相中扩散到晶体表面上，并按晶体点阵规律要求，逐个占据适当的位置而与晶体稳定牢靠地结合起来的过程。

111.粗糙界面：

从宏观尺度观察时，这种界面是平整的。

112.光滑界面：

光滑界面两侧的固、液两相是截然分开的。

在光滑界面以上为液相，以下为固相，固相的表面为基本完整的原子密排面，液、固两相截然分开，所以从微观上看是光滑的。

但宏观上它往往由不同位向的小平面所组成，故呈参差不齐的锯齿状（折线状），这类界面也称小平面界面。

113.晶体的长大方式：

连续长大、二维晶核、螺型位错长大等

114.连续长大：

在粗糙界面上的所有位置都是生长位置，液相原子可以连续、垂直地向界面添加，界面的性质永远不会改变，从而使界面迅速地向液相推移。

这种长大方式称为垂直长大。

115.二维晶核：

一定大小的单分子会单原子的平面薄层。

116.虚拟晶核：

不能在已转变的体积中形成的晶核。

117.相区：

相图中由相界线划分出来的区域。

118.匀晶转变：

由液相结晶出单相固溶体的过程。

匀晶相图特点：

两组元在液态和固态都能无限互溶。

119.固溶体的平衡凝固：

指凝固过程无限缓慢地冷却，原子（组元）有充分的时间扩散，时时处于相平衡。

120.非平衡凝固：

在每一温度下不能保持足够的扩散时间，使凝固过程偏离平衡条件，称为非平衡凝固。

121.共晶转变：

在一定条件下（温度、成分），由均匀液体中同时结晶出两种不同固相的转变。

122.共晶组织：

共晶转变所得到两固相的混合物称为共晶组织。

共晶反应：

LE→αM+βN

共晶相图的特点:

液态下两组元能无限互溶，固态下只能部分互溶（形成有限固溶体或化合物），甚至有时完全不溶，并具有共晶转变。

根据相变特点和组织特征将共晶系合金分为四类：

端际（部）固溶体合金、亚共晶合金、共晶合金、过共晶合金

先共晶相：

在共晶转变之前，从液态中先结晶出的相叫先共晶相。

共晶系合金的平衡凝固可分为两类：

固溶体合金和共晶型合金。

123.伪共晶：

平衡结晶条件下，只有共晶成分的合金才能获得完全的共晶组织，任何偏离这一成分的合金都不能获得百分之百的共晶组织。

但在非平衡结晶条件下，成分在共晶点附近的合金（亚共晶合金或过共晶合金）也可能全部转变成共晶组织。

这种由非共晶成分合金所得到的共晶组织称为伪共晶。

不平衡共晶组织：

对于小于饱和溶解度的合金（a点以左，c点以右）在不平衡结晶时固相线下移，使其冷却到共晶温度时仍有少量液相发生共晶转变而形成不平衡共晶组织。

不平衡共晶组织通常分布在α晶界及枝晶间最后凝固部分，最后组织为树枝状固溶体及少量共晶体。

离异共晶：

当合金中共晶组织（α+β）相对量较少，先共晶相（α）相对量很大时,有时共晶组织中与先共晶相相同的那一个相就会依附在先共晶相上形核长大,把另一相推向最后凝固的晶界处,从而使共晶体两组成相相间的组织特征消失，这种两相分离的共晶组织称为离异共晶。

124.匀晶转变：

晶体材料从高温液相冷却下来的凝固转变产物包括多相混合物晶体和单相固溶体两种，其中由液相结晶出单相固溶体的过程称为匀晶转变。

125.包晶反应：

由相图可知，液相中的Ag含量较β相高，而β相的Ag含量又比α相高，因此，液相中Ag原于不断通过β相而向α相扩散，而α相的Pt原子以反方向通过β相向液相中扩散，这样，β相同时向液相和α相方向生长，直至把液相和α相全部吞食为止。

由于β相是在包围初生相α，并使之与液相隔开的形式下生长的，故称之为包晶反应。

包晶转变：

Lc+αD=βP

126.偏晶转变：

在一定温度下从一个液相中同时分解出一个固相和另一成分的液相的过程。

L1→α+L2

127.合晶转变：

在恒定温度下，两个成分不同的液相相互作用形成一个固相的转变称为合晶转变。

即L1+L2→γ

128.熔晶转变：

在某些合金结晶过程中，当达到一定温度会从一个固相分解为一个液相和另一个固相，即发生了固相的再熔现象，这种转变称为熔晶转变。

即：

δ→L+γ

129.当合金中组元具有同素（分）异构转变时，则其固溶体会出现四种情况:

固溶体的多晶型转变,共析转变,包析转变,偏析转变

多晶型转变：

当体系中组元具有同素（分）异构转变时，形成的固溶体常有多晶型转变。

130.共析转变：

在一定温度下一个固相转变为另两个固相的过程。

131.包析转变：

由两个固相反应生成另外一个固相。

132.脱溶过程：

随着温度降低固溶体中溶解度下降，析出第二相的过程，称为脱溶过程。

133.铁素体：

C溶于α－Fe形成的间隙固溶体。

134.奥氏体：

C溶解于γ—Fe形成的间隙固溶体。

135.渗碳体：

Fe—C合金中碳以化合物（Fe3C）形式出现的。

136.莱氏体：

转变产物为奥氏体和渗碳体的机械混合物。

137.珠光体：

转变产物为α和Fe3C组成的机械混合物称为珠光体。

138.二次渗碳体：

低于Acm温度时奥氏体析出的渗碳体。

139.直线法则：

在一定温度下，三元合金两相平衡时，合金的成分点和两个平衡相的成分点必然位于成分三角形内的同一条直线上。

140.重心定律：

在一定温度下，三元合金三相平衡时，合金的成分点为三个平衡相的成分点组成的三角形的质量重心。

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