第二章
空位与位错位错：晶体中的一种原子排列不规则的缺陷，它在某一个方向上的尺寸很大，另两个方向上尺寸很小。
单位位错：把柏氏矢量等于单位点阵矢量的位错称为单位位错。
全位错：把柏氏矢量等于点阵矢量或其整数倍的位错称为全位错。不全位错：柏氏矢量不等于点阵矢量整数倍的位错称为不全位错。
扩展位错:通常指一个全位错分解为两个不全位错，中间夹着一个堆垛层错的整个位错形态。
位错密度：单位体积内位错线的总长度ρ
υ
=L/υ
；单位面积位错露头数ρ
s=N/s
刃型位错：晶体中的某一晶面，在其上半部有多余的半排原子面，好像一把刀刃插入晶体中，使这一晶面上下两部分晶体之间产生了原子错排，称为刃型位错。
螺型位错：沿某一晶面切一刀缝，贯穿于晶体右侧至BC处，在晶体的右侧上部施加一切应力τ，使右端上下两部分晶体相对滑移一个原子间距，BC线左边晶体未发生滑移，出现已滑移区与未滑移区的边界BC。从俯视角度看，在滑移区上下两层原子发生了错动，晶体点阵畸变最严重的区域内的两层原子平面变成螺旋面，畸变区的尺寸与长度相比小得多，在畸变区范围内称为螺型位错位错墙：根据刃型位错周围应力场的特征，一系列同号位错在垂直滑移面的方向排列起来，那么上方位错的拉应力场将和下方位错的压应力场互相重叠，从而降低体系的总应变能，所以，这是刃型位错稳定的排列方式，又称为位错墙。
空位平衡浓度：金属晶体中，空位是热力学稳定的晶体缺陷，在一定的空位下对应一定的空位浓度，通常用金属晶体中空位总数与结点总数的比值来表示。
柏氏回路：确定柏氏族矢量的过程中围绕位错线作的一个闭合回路，回路的每一步均移动一个原子间距，使起点与终点重合。
P-N力：周期点阵中移动单个位错时，克服位错移动阻力所需的临界切应力。
Orowan机制：合金相中与基体非共格的较硬第二相粒子与位错线作用时不变形，位错绕过粒子，在粒子周围留下一个位错环使材料得到强化的机制。
多边形化：连续弯曲的单晶体中由于在加热中通过位错的滑移和攀移运动，形成规律的位错壁，成为小角度倾斜晶界，单晶体因而变成多边形的过程。
堆垛层错：密排晶体结构中整层密排面上原子发生滑移错排而形成的一种晶体缺陷。位错反应：位错具有很高的能量，因此它是不稳定的，在实际晶体中，组态不稳定的位错可以转化成组态稳定的位错，这种位错之间的相互转化称为位错反应。
弗兰克-瑞德位错源：两个结点被钉扎的位错线段在外力的作用下不断弯曲弓出后，互相邻近的位错线抵消后产生新位错，原被钉扎错位线段恢复到原状，不断重复产生新位错的，这个不断产生新位错、被钉扎的位错线即为弗兰克-瑞德位错源。
科垂尔气团：通常把溶质原子与位错交互作用后，在位错周围偏聚的现象称为柯垂尔气团。
铃木气团：溶质原子在层错区偏聚，由于形成化学交互作用使金属强度升高。
面角位错：在fcc晶体中形成于两个{111}面的夹角上，由三个不全位错和两个层错构成的不能运动的位错组态。
形变织构：多晶体形变过程中出现的晶体学取向择优的现象叫形变织构。
点阵畸变：在局部范围内，原子偏离其正常的点阵平衡位置，造成点阵畸变。
肖脱基空位：在个体中晶体中，当某一原子具有足够大的振动能而使振幅增大到一定程度时，就可能克服周围原子对它的制约作用，跳离其原来位置，迁移到晶体表面或内表面的正常结点位置上而使晶体内部留下空位，称为肖脱基空位。弗兰克尔空位：离开平衡位置的原子挤入点阵中的间隙位置，而在晶体中同时形成相等数目的空位和间隙原子。
柏氏矢量：描述位错特征的一个重要矢量，它集中反映了位错区域内畸变总量的大小和方向，也使位错扫过后晶体相对滑动的量。
位错滑移：在一定应力作用下，位错线沿滑移面移动的位错运动。
第三章
表面与界面表面弛豫：晶体的三维周期性在表面处中断，表面上原子的配位情况发生了变化，并且表面原子附近的电荷分布也有改变，使表面原子所在的力场与体内原子不同。因此，表面上的原子会发生相对正常位置的上或下的位移，以降低体系的能量。表面原子的这种位移称为表面弛豫。
偏析、耗尽：表面区的杂志（溶质）原子浓度与晶体内部的浓度不一样。当表面杂志浓度比体内大时，称为偏析；当表面杂志浓度比体能小时，称为耗尽。
非平衡偏析：实际上，表面区成分的偏析主要发生在几千纳米到几个微米的范围，这种偏析称为非平衡偏析。
孪晶：孪晶是指两个晶体（或一个晶体的两部分）沿一个公共晶面构成镜面对称的位向关系，这两个晶体就称为孪晶，此公共晶面就称孪晶面。
孪晶界：在一些单晶材料或多晶材料的局部范围，存在两部分晶体，从原子排列上看，这两部分晶体的关系通过某个几何面互相成为镜面对称，在对称面附近，原子排列发生二维的畸变，这个对称面称为孪晶界。
正吸附：材料表面原子处于结合键不饱和状态，以吸附介质中原子或晶体内部溶质原子达到平衡状态，当溶质原子或杂质原子在表面浓度大于在其在晶体内部的浓度时称为正吸附；
晶界能：晶界上原子从晶格中正常结点位置脱离出来，引起晶界附近区域内晶格发生畸变，与晶内相比，界面的单位面积自由能升高，升高部分的能量为晶界能；小角度晶界：多晶体材料中，每个晶粒之间的位向不同，晶粒与晶粒之间存在界面，若相邻晶粒之间的位向差在10°～2°之间，称为小角度晶界；
大角度晶界：多晶材料中各晶粒之间的晶界称为大角度晶界，即相邻晶粒的位相差大于10º的晶界。
晶界偏聚：溶质原子或杂质原子在晶界或相界上的富集，也称内吸附，有因为尺寸因素造成的平衡偏聚和空位造成的非平衡偏聚。
共格相界：如果两相界面上的所有原子均成一一对应的完全匹配关系,即界面上的原子同时处于两相晶格的结点上,为相邻两晶体所共有,这种相界就称为共格相界。非共格晶界：当两相在相界处的原子排列相差很大时，即错配度δ
很大时形成非共格晶界。同大角度晶界相似，可看成由原子不规则排列的很薄的过渡层构成。
表面能：表面原子处于不均匀的力场之中，所以其能量大大升高，高出的能量称为表面自由能（或表面能）。
界面能：界面上的原子处在断键状态，具有超额能量。平均在界面单位面积上的超额能量叫界面能。
第七章
固体材料中的扩散上坡扩散：溶质原子从低浓度向高浓度处扩散的过程称为上坡扩散。表明扩散的驱动力是化学位梯度而非浓度梯度。
间隙扩散：这是原子扩散的一种机制，对于间隙原子来说，由于其尺寸较小，处于晶格间隙中，在扩散时，间隙原子从一个间隙位置跳到相邻的另一个间隙位置，形成原子的移动。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。
稳态扩散：在稳态扩散过程中，扩散组元的浓度只随距离变化，而不随时间变化。非稳态扩散：扩散组元的浓度不仅随距离x
变化，也随时间变化的扩散称为非稳态扩散。
反应扩散：伴随有化学反应而形成新相的扩散称为反应扩散。
第八章
金属塑性变形多滑移：当外力在几个滑移系上的分切应力相等并同时达到了临界分切应力时，产生同时滑移的现象。
滑移系：晶体中一个滑移面及该面上一个滑移方向的组合称一个滑移系。
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。
交滑移：当某一螺型位错在原滑移面上运动受阻时，有可能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。
固溶强化：固溶体中的溶质原子溶入基体金属后使合金变形抗力提高，应力－应变曲线升高，塑性下降的现象；
时效：过饱和固溶体后续在室温或高于室温的溶质原子脱溶过程。
过时效：铝合金经固溶处理后，在加热保温过程中将先后析出GP
区，θ
”，θ
’，和θ
。在开始保温阶段，随保温时间延长，硬度强度上升，当保温时间过长，将析出θ
’，这时材料的硬度强度将下降，这种现象称为过时效。
应变时效：第一次拉伸后，再立即进行第二次拉伸，拉伸曲线上不出现屈服阶段。但第一次拉伸后的低碳钢试样在室温下放置一段时间后，再进行第二次拉伸，则拉伸曲线上又会出现屈服阶段。不过，再次屈服的强度要高于初次屈服的强度。这个试验现象就称为应变时效。
滑移：是指在切应力的作用下，晶体的一部分沿一定晶面和晶向，相对于另一部分发生相对移动的一种运动状态。这些晶面和晶向分别被称为滑移面和滑移方向。滑移的结果是大量的原子逐步从一个稳定位置移动到另一个稳定的位置，产生宏观塑性变形。
屈服：材料在拉伸或压缩过程中，当应力超过弹性极限后，变形增加较快，材料失去了抵抗继续变形的能力。当应力达到一定值时，应力虽不增加（或在微小范围内波动），而变形却急速增长的现象，称为屈服。
孪生：金属塑性变形的重要方式。晶体在切应力作用下一部分晶体沿着一定的晶面（孪晶面）和一定的晶向（孪生方向）相对于另外一部分晶体作均匀的切变，使相邻两部分的晶体取向不同，以孪晶面为对称面形成镜像对称，孪晶面的两边的晶体部分称为孪晶。形成孪晶的过程称为孪生；
临界分切应力：金属晶体在变形中受到外力使某个滑移系启动发生滑移的最小分切应力；加工硬化：金属在冷加工过程中，要不断地塑性变形，就需要不断增加外应力，这表明金属对塑性变形的抗力是随变形量的增加而增加，这种流变应力随应变的增加而增加的现象就是加工硬化。
变形织构：多晶体中位向不同的晶粒经过塑性变形后晶粒取向变成大体一致，形成晶粒的择优取向，择优取向后的晶体结构称为变形织构，织构在变形中产生，称为变形织构。
形变强化：金属经冷塑性变形后，其强度和硬度上升，塑性和韧性下降，这种现象称为形变强化。
弥散强化：许多材料由两相或多相构成，如果其中一相为细小的颗粒并弥散分布在材料内，则这种材料的强度往往会增加，称为弥散强化。
细晶强化：晶粒愈细小，晶界总长度愈长，对位错滑移的阻碍愈大，材料的屈服强度愈高。晶粒细化导致晶界的增加，位错的滑移受阻，因此提高了材料的强度。
施密特因子：亦称取向因子，为cosΦcosλ,Φ为滑移面与外力F
中心轴的夹角，λ
为滑移方向与外力F的夹角。
第九章
冷变形金属的回复与、结晶与热加工退火：经塑性变形后的金属再进行加热的过程称为退火。
回复：指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。
再结晶：冷变形后的金属加热到一定温度之后，在原变形组织中重新产生了无畸变的新晶粒，而性能也发生了明显的变化并恢复到变形前的状态，这个过程称为再结晶。（指出现无畸变的等轴新晶粒逐步取代变形晶粒的过程）。
再结晶温度：形变金属在一定时间（一般1h）内刚好完成再结晶的最低温度。
再结晶织构：是具有变形织构的金属经过再结晶退火后出现的织构，位向于原变形织构可能相同或不同，但常与原织构有一定位向关系。
再结晶全图：表示冷变形程度、退火温度与再结晶后晶粒大小的关系（保温时间一定）的图。
亚晶粒：一个晶粒中若干个位相稍有差异的晶粒称为亚晶粒。
亚晶界：相邻亚晶粒间的界面称为亚晶界。
动态再回复和结晶：低层错能金属由于开展位错宽，位错难于运动而通过动态回复软化，金属在热加工中由温度和外力联合作用发生的回复和再结晶称为动态回复和动态再结晶。
退火孪晶：面心立方金属和合金（如铜、黄铜、铝及不锈钢等）经加工及再结晶退火以后，常常会出现很清晰的孪晶组织，称为退火孪晶。
多边形化：连续弯曲的单晶体中由于在加热中通过位错的滑移和攀移运动，形成规律的位错壁，成为小角度倾斜晶界，单晶体因而变成多边形的过程。
冷加工、热加工、温加工：再结晶温度以上的加工称为热加工，低于再结晶温度又是室温下的加工称为冷加工，再结晶温度一下，而高于室温的加工称为温加工。带状组织：多相合金中的各个相在热加工中可能沿着变形方向形成的交替排列称为带状组织；加工流线：热加工后，材料中的偏析、夹杂物、第二相、晶界等将沿金属变形方向呈断续、链状（脆性夹杂）和带状（塑形夹杂）延伸，形成流动状的显微组织，称为流线；临界变形度：再结晶后的晶粒大小与冷变形时的变形程度有一定关系，在某个变形程度时再结晶后得到的晶粒特别粗大，对应的冷变形程度称为临界变形度。
二次再结晶（反常长大）：某些金属材料经过严重变形后在较高温度下退火时少数几个晶粒优先长大成为特别粗大的晶粒，周围较细的晶粒逐渐被吞掉的反常长大情况。
退火孪晶：某些面心立方金属和合金经过加工和再结晶退火后出现的孪晶组织。超塑性：在一定条件下进行热变形，材料可得到特别大的均匀塑性变形，而不发生缩颈，延伸率可达500%~2000%，材料的这种特性称为超塑性。
位错反应®]+能否进行？写出反应后扩展位错宽度的表达式和式中各符号的含义；若反应前的是刃位错，则反应后的扩展位错能进行何种运动？能在哪个晶面上进行运动？若反应前的是螺位错，则反应后的扩展位错能进行何种运动？
解答：
1）对于位错反应，需要同时满足能量条件和几何条件，反应才能进行。
在®]+中，，满足能量条件；同时，满足几何条件，故反应能进行。
扩展位错宽度，G为切弹性模量，b1、b2为不全位错柏氏矢量，γ为层错能。若反应前的是刃位错，则反应后的扩展位错只能在原滑移面上进行滑移；若反应前的是螺型位错，反应后形成的扩展位错可以进行束集，与其相交面如面相交处束集，而后过渡到面上进行运动，并有可能再次分解为扩展位错
简述冷加工纤维组织、带状组织和变形织构的成因及对金属材料性能的影响。
简答：冷加工纤维组织是纯金属和单相合金在冷塑性变形时和变形度很大的条件下，各晶粒伸长成纤维状；带状组织是复相合金在冷塑性变形和变形度大的条件下第二相被破碎或伸长，沿变形方向成带状分布而形成的；变形织构是金属和合金在在冷塑性变形时晶粒发生择优取向而形成的。
上述冷加工纤维组织、带状组织和变形织构都使材料的性能具有方向性，即在各个方向上的性能不均，对使用性能有不良影响，但少数金属材料，如用作变压器的硅钢片，各向异性能更好满足使用要求。
户外用的架空铜导线（要求一定的强度）和户内电灯用花线，在加工之后可否采用相同的最终热处理工艺？为什么？
户外用的架空铜导线要求一定的强度可以进行回复退火，只去应力，保留强度；户内电灯用花线可以进行再结晶退火，软化金属，降低电阻率。
试用位错理论解释固溶强化，弥散强化，以及加工硬化的原因。
简答：
固溶强化的可能位错机制主要是溶质原子气团对位错的钉扎，增加了位错滑移阻力。如溶质原子与位错的弹性交互作用的科垂尔气团和斯诺克气团，溶质原子与扩展位错交互作用的铃木气团使层错宽度增加，位错难于束集，交滑移困难；溶质原子形成的偏聚和短程有序，位错运动通过时破坏了偏聚和短程有序使得能量升高，增加位错的阻力，以及溶质原子与位错的静电交互作用对位错滑移产生的阻力使材料强度升高。
弥散强化也是通过阻碍位错运动强化材料，如位错绕过较硬、与基体非共格第二相的Orowan机制和切割较软、与基体共格的第二相粒子的切割机制。
产生加工硬化的各种可能机制有滑移面上平行位错间的交互作用的平行位错硬化理论，以及滑移面上位错与别的滑移面上位错林切割产生割阶的林位错强化理论。
试说明晶粒大小对金属材料室温及高温力学性能的影响，在生产中如何控制材料的晶粒度。
简答：晶粒大小对金属材料的室温力学性能可用Hall－Petch公式描述，晶粒越细小，材料强度越高；高温下由于晶界产生粘滞性流动，发生晶粒沿晶界的相对滑动，并产生扩散蠕变，晶粒太细小金属材料的高温强度反而降低。
生产中可以通过选择合适的合金成分获得细小晶粒，利用变质处理，振动、搅拌，加大过冷度等措施细化铸锭晶粒，利用加工变形细化晶粒，合理制订再结晶工艺参数控制晶粒长大。
试用位错理论解释固溶强化，弥散强化，以及加工硬化的原因。
简答：
固溶强化的可能位错机制主要是溶质原子气团对位错的钉扎，增加了位错滑移阻力。如溶质原子与位错的弹性交互作用的科垂尔气团和斯诺克气团，溶质原子与扩展位错交互作用的铃木气团使层错宽度增加，位错难于束集，交滑移困难；溶质原子形成的偏聚和短程有序，位错运动通过时破坏了偏聚和短程有序使得能量升高，增加位错的阻力，以及溶质原子与位错的静电交互作用对位错滑移产生的阻力使材料强度升高。
弥散强化也是通过阻碍位错运动强化材料，如位错绕过较硬、与基体非共格第二相的Orowan机制和切割较软、与基体共格的第二相粒子的切割机制。
产生加工硬化的各种可能机制有滑移面上平行位错间的交互作用的平行位错硬化理论，以及滑移面上位错与别的滑移面上位错林切割产生割阶的林位错强化理论。
金属晶体塑性变形时，滑移和孪生有何主要区别？
简答：滑移时原子移动的距离是滑移方向原子间距的整数倍，孪生时原子移动的距离不是孪生方向原子间距的整数倍；滑移时滑移面两边晶体的位向不变，而孪生时孪生面两边的晶体位向不同，以孪晶面形成镜像对称；滑移时需要的临界分切应力小，孪生开始需要的临界分切应力很大，孪生开始后继续切变时需要的切应力小，故孪生一般在滑移难于进行时发生。
原子扩散在材料中的应用
简答：
原子扩散在材料中的影响包括晶体凝固时形核、长大；合金的成分过冷；成分均匀化，包晶反应非平衡凝固时保留高温组织的特点，固态相变时的形核，晶界形核、晶界运动、晶界偏聚、高温蠕变，氧化，焊接，化学热处理（渗C、N等），粉末冶金，涂层等各方面。
简要说明影响溶质原子在晶体中扩散的因素。
简答：
影响扩散的因素主要有温度，温度越高，扩散越快；晶体缺陷如界面、晶界位错容易扩散；不同致密度的晶体结构溶质原子扩散速度不一样，低致密度的晶体中溶质原子扩散快，各向异性也影响溶质原子扩散；在间隙固溶体中溶质原子扩散容易；扩散原子性质与基体金属性质差别越大，扩散越容易；一般溶质原子浓度越高，扩散越快；加入其它组元与溶质原子形成化合物阻碍其扩散。
如何提高固溶体合金的强度
简答：
固溶强化，细晶强化，加工硬化，第二相强化，相变（热处理）强化等
再结晶与固态相变有何区别？
简答：再结晶是一种组织转变，从变形组织转变为无畸变新晶粒的过程，再结晶前后组织形态改变，晶体结构不变；固态相变时，组织形态和晶体结构都改变；晶体结构是否改变是二者的主要区别。
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