理想状态的完整晶体而言，晶体中所有的原子都在各自个平衡位置，处于能量最低的状态
在实际晶体中原子的排列不可能这样规则和完整，而是或多或少存在离开理想区域，出现不完整型，叫这种偏离完整性的区域叫晶体缺陷
点缺陷：包括空位，间隙原子，杂质，溶质原子
空位：未被占领的原子位置
热缺陷：点缺陷与温度有关，随着温度升高，空位和间隙原子数量增多
点缺陷的平衡浓度
点缺陷是热力学平衡缺陷：在一定温度下总是存在一定数量的点缺陷，
比体积：体积增加，密度减小
比热容：比热容增强
电阻率：晶格周期性破坏，对电子产生强烈散射，导致晶体电阻率增加
线缺陷：表面，晶界，亚晶界，
位错：是一种线缺陷，是晶体中某处一列若干列原子发生有规律的错排现象，错排区是细长的管状畸变区，长度可达到几百到几万个原子间距，宽是几个原子间距
韧性位错：晶体在大于屈服值的切应力 作 用下，以ABCD面为滑移面发生滑移。EF是晶 体已滑移部分和未滑移部分的交线，犹如砍入 晶体的一把刀的刀刃，即刃位错（或棱位错）。
刃型位错特征
螺型位错
螺型位错特征
混合位错
外力 τ作用下，两部分之间发生相对滑移，在晶 体内部已滑移和未滑移部分的交线既不垂直也不平行 滑移方向（柏氏矢量 b），这样的位错称为混合位错。
混合位错特征：混合位错有刃型位错螺型分量
化学缺陷：异类原子替换正常原子，异类间隙原子
面缺陷：位错
用柏氏矢量可以表示位错区域晶格畸变的大小，柏氏矢量越大，位错周围晶体越严重
可用柏氏矢量判断位错类型
刃型位错
罗星位错
混合位错
柏氏矢量的守恒性。 推论： 1.如果位错可以分解，分解后的位错柏氏矢量之和等于原位错 的柏氏矢量；如果几条位错线在晶体内部相交（交点称为节 点），则指向节点的各位错的柏氏矢量之和，必然等于离开 节点的各位错的柏氏矢量之和 。 2.一条位错线只有一个柏氏矢量。 它与柏氏回路的大小和回 路在位错线上的位置无关，位错运动和改变方向时，柏氏矢 量不变
位错的连续性：位错是柏氏矢量不为零的晶体缺陷，具有连续性，闭合循环
大小是位错强度，用模表示，模大小是表示该晶向上原子间的距离
位错的攀移：在垂直于滑移面方向上移动
攀移的实质：刃位错多余半原子面扩大和缩小
刃位错的攀移过程：正攀移，向上运动，负攀移，向下运动
只有刃型位错才能发生攀移，滑移不涉及原子扩散，攀移必须借助原子扩散，外加应力对攀移起促进作用
攀移方式
原子扩散离开，位错线，半原子
面缩短，正负攀移
特点：刃位错垂直于滑移面运动--非守恒运动
属扩散过程-需要热激活--高温易出现
刃位错运动在滑移面上运动受阻--攀移--新滑移面--滑移继续
说明：攀移不是塑性变形主要机制
结论：攀移能力--影响滑移进行--进一步影响塑变能力
方式
螺型位错，当某一个螺型位错在原滑移面上运动受阻，有可能从原滑移面转移到与之相交的另一面上继续滑移，这一过程叫交滑移
如果交滑移后位错再转回和原滑移面平行的滑移面上继续运动，叫双交滑移
交滑移--仍在滑移面滑移--守恒运动
作用：原滑移面和是哪个运动受阻--交滑移--新滑移--滑移继续
说明：交滑移不是塑变的主要机制--可以避开障碍物-便于滑移
结论：交滑移能力--影响滑移进行--进一步影响塑变的能力
注意：交滑移只能是螺型位错才能发生
面缺陷是发生晶格二维平面上缺陷，特征是一个方向上尺寸很小，而另两个方向上尺寸很大，也可称为二维缺陷
晶界是不同取向的晶粒之间的界面，由于晶界原子需要同时适应相邻两个晶粒的位向，就必须从一种晶粒位向逐步过度到另一种晶粒位向，称为不同晶粒之间的过度层，因而晶界上原子多处于无规则状态或两种晶粒位向折中位置上
晶粒内部也不是理想晶体而是由位相差很小的嵌镶块小块组成
晶粒之间位向差较大亚晶粒之间位相差较小
小角度晶界
对称倾斜晶界
由相隔一定距离刃型位置垂直排列组成
不对称倾斜晶界
倾斜晶界的界面绕x轴转了一个角度，晶粒之间位向差不变，但是晶界对于两个晶粒是不对称的，晶界结构可以看成是两组柏氏矢量相互垂直两组刃位错交错排列
扭转晶界：是小角度晶界一种类型，他是可看成是两部分晶体绕某一轴在一个共同的晶面上相对扭转一个角构成的，扭转轴垂直与这一共同的晶面，扭转晶界结构可以看成是由互相交叉的螺型位错组成
小角晶界的特点
倾斜晶界：转轴在晶界内
扭转晶界：转轴垂直于晶界
如果转轴不平行与晶界也不垂直与晶界，这样的小角晶界可以看做是一系列刃型位错，螺型位错或混合位错网络构成
相邻晶粒的位相差大于10度晶界称为大角度晶界
大角度晶界结构较复杂，原子排列很不规则
界面不是光滑平面，而是由不规则台阶组成
大角度晶界重合位置点阵模型
在二维正方点阵中，当两个相邻晶粒的位向差为37°时，设 想两晶粒的点阵彼此通过晶界向对方延伸，其中一些原子将出 现有规律的相互重合，由这些原子重合位置所组成比原来晶体 点阵大的新点阵，通常称为重合位置点阵
晶界特点
孪晶是指；两个晶体沿着一公共的晶面构成镜面对称的位向关系，这两个晶体就是孪晶，此公共晶面就是孪晶面
孪晶分类
共格孪晶界
共格孪晶界就是在孪晶面上的原子同时位于两个晶体点阵的节点上，是两个晶体公有的，属于自然地完全匹配时无畸变的完全共格晶面
如果、孪晶界相对于旋转一定角度，就可以得到非共格孪晶界，孪晶界上只有部分原子是两部分晶体共有的，因而原子错排较严重，这种孪晶界能量相对较高，大约是普通晶界的1/2
具有不同结构的两相之间的分界面叫“相界”，按照结构特点，相界面可以分为共格，半共格和非共格相界
界面上原子同时位于两相晶格的节点上，就是两相的晶格矢彼此衔接的，晶面上原子是两者共有的。
半共格相界
两相邻晶体在相界处的晶面间距相差较大，则是在相界面上不可能做到完全的一一对应，于是在界面上将产生一些位错，以降低界面的弹性应变能，这是界面上两相原子部分保持匹配，这样界面叫半共格界面或部分共格界面
沿相界面每隔一定距离产生一个刃型位错，除刃 型位错线上的原子外，其余原子都是共格的。所以半 共格界面是由共格区和非共格区相间组成。半共格界 面上的位错间距取决于相界处两相匹配晶面的错配度 （ δ）： δ ＝（ α α － α β ）/α α ， α α 和 α β分别表示相界面两侧的 α 相和 β相的点阵常数。
非共格相界
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。这种相界与大角度晶界相似，可看成是由原子 不规则排列的很薄的过渡层构成
固体材料与气体或液体分界面
晶体内部原子处于其他原子包围中，处于均匀力场中，总合力为零，处于能量最低的状态。表面原子却不同，一方面：每个表面原子只是部分地被 其他原子包围，它相邻的原子数比内部原子少；另一 方面，它与气相 (或液相 )接触，处于不均匀的力场之 中，表面原子会偏离正常位置，并影响邻近几层的原 子，造成表层晶格畸变，其能量较高，高出的能量称 为表面自由能
晶体中不同晶面表面能数值不同，这是由于表面本质是表面不饱和键，而是不同界面上原子密度不同，密排面原子密度最大，则该面上任一原子与相邻晶面的原子作用键数最少，故意以密排面作为表面时不饱和键数最少，表面能量低
凝固：物质从液态转为固态过程
结晶：若凝固后的物质是晶体
金属的结晶：金属凝固时候，通常是原子不规则排列液体向规则排列晶体转变过程
过冷度
过冷现象-实际结晶温度低于理论结晶温度现象
过冷度-理论结晶温度与实际结晶温度之差
结论：过冷是结晶必要条件
自由能：
自发转变是能量条件
自然界的一切是自发转变过程，总是由一种较高能量状态趋向于能量最低的稳定状态
在一定温度条件下，只有引起体系自由能（即能够对外做功那部分能量）降低过程才能自发进行
自由能表示 G = H-TS
根据热力学条件 dG = VdP-SdT
结晶在恒压下进行 dP=0 dG = -SdT
纯 金 属 形 核 的 热 力 学 条 件 是: T n ＜ Tm ,G S < GL AG<0
结构起伏：金属熔化体积变大：熔化前后原子间距变化不大
液态金属具有和固态金属相同结合键近似的原子结合力，在熔点附近的液态金属还存在与固态金属相似的原子堆垛的配位情况
结论：液态金属是强烈游动，紧密接触，规则排列原子集团组成
晶核形成的两种方式：均匀形核和非均匀形核
均匀形核：靠自身结构起伏和能量起伏等条件在均匀的母相中无择优选择位置，这种晶核由母相中一些原子团直接形成
非均匀形核是在母相中利用自有的杂质，模壁灯异质作为基底，择优形核，这种晶核受杂质等外界影响
形核能量变化
体积自由能--是结晶的动力--负值
临界形核半径和临界形核功
△G取极大值，在r=rk
由 此 可 知:ΔT , rk ， 较 小 晶 胚 便 可 以 成 为 晶 核 。
结论：过冷是结晶的必要条件， 而ΔT≥ΔT K是结晶 的充分必要条件。满足了此条件结晶的三个条件（热 力学条件、结构条件和能量条件）均能满足。
临界晶核的形核功-ΔG k大小
形核能量条件使：形成临界晶核，系统自由能升高临界晶核表面能三分之一大小，均匀形核时体积自由能降低只补偿了表面自由能增加的三分之二大小，形核时过冷液体形核主要障碍
能量起伏-尺寸不同结构起伏具有能量偏离体系
1/3表面形核是由液体金属汇总能量起伏来提供
形核率是单位体积液态金属中晶核数
N1是形核功因子
N2是扩散概率因子
随着温度降低，过冷度增大，N1起主导作用，形核率增加，达到极值后，随着过冷度增加，形核率反而下降
有效形核过冷度：形核率明显增大对应过冷度，对金属液体有效过冷度ΔT ＝0.2Tm，实际上过冷度ΔT ＝0.02Tm ，，这是由于金属结晶都是非均匀形核
特点：晶核第一依附于已经存在的界面上，（固体表面，模壁杂质形成地点不均匀）
临界形核半径和临界形核功
非均匀形核功恒小于均匀形核功
1.过冷度影响
非均匀形核需要较小的过冷度
随着过冷度增加，形核速度由低向高过度平缓，不像均匀形核那样有突然增高的现象
随着过冷度增加形核速度达到最大值，曲线就下降并且中断
固相质点晶体结构影响
两个相互接触的固体晶体结构越相似，之间的表面能越小， 越有利于形核。对于液体中存在这种质点，能够促进形核，称 为活性质点。符合这样条件的固相质点或其界面与结晶体具有 晶体结构的点阵匹配性，称为点阵匹配原理，这种物质可称为 形核剂。
固相质点界面形貌影响
表面下面凹有利形核
宏观上：晶核界面向液相中逐步推移
微观上：液相中原子移动或扩散到成核晶体并按照晶体点阵规律由不规则到规则排列
液态金属原子扩散迁移较容易，影响晶核长大主要因素是晶核表面牢固单位接纳原子能力
液态界面微观结构
S/L界面 S相的微观结构应当是“界面能最低的结构”
晶核长大机制
垂直长大机制
界面上约有一半的结晶位置空 着，可随机接纳从液相过来的原子。 粗糙界面上所有位置接纳液相原子 的能力相同，液相的原子可以连续 的、垂直的向界面添加原子，不破 坏粗糙度，使界面迅速向液相推移
长大速度快，所需过冷度小，大 多数金属以这种机制生长
二维长大机制
首先在光滑界面上 形成一些二维晶核， 原子靠二维晶核所形 成的台阶与晶核连接 实现二维晶核的扩展。 此为理想长大方式需 较高的形核功，故长 大速度较慢
晶体缺陷长大机制
在界面上存在螺位 错的露头 ,可能在晶体表 面形成台阶 ,液相原子沿 台阶不断依附长大，每 铺一层原子，台阶向前 移动一个原子间距，使 台阶围绕位错旋转，最 终晶体表面形成由螺型 台阶形成的生长曲线
液体=固体前沿液相中温度分布
纯金属凝固时生长形态取决于-液-固界面的微观结构
假面前沿液相中温度分布
正温度梯度生长界面形态
结晶潜热只能通过固相散出，相界面推移速度受固相传热速度控制
光滑界面材料：通过台阶扩展而生长，随 x , △ Tk ,υ ,并受小 平面长大的制约，以“小平面长 大”方式长 大长成“规则的几 何外形”。
粗造界面材料：按“ 垂 直生长”机理而长大， 界面处的小凸起，随着 x , △Tk ,υ ，晶体生长 以接近平面状向前推移， 最后长成“平面状
相界面上产生结晶潜热既可以通过固相，模壁，液相两个方向散热
相界面移动不再为固相传热速度所控制
按“垂直生长机理”生长时， 随着x △ T K , Vg x , 从 而形成一次晶轴，二次晶 轴在二次轴上再长出三次 晶轴…..,以“树枝状方式生 长”长成树枝状晶体
各晶轴具有一定的晶体学 方向，如：fcc 、bcc各轴 相互垂直 ,均为<100>方向。
因随 x的增大,△T K , Vg 。受界面形貌(小平面)的影响， 分以下两种情况： ①α值较小的材料，为树枝方式长大，长成带有小平 面的树枝晶；
②α值较大的材料，小平面长大，长成保持小平面特 征的规则外形
晶体长大速度
晶体长大速度与界面微观结构、生长方式等多种因素有关。一 般光滑界面比粗糙界面的长大速度要慢得多，光滑界面以二维长大 方式生长时长大速度最小，光滑界面以螺型位错等缺陷台阶长大方 式生长时次之，粗糙界面以垂直长大方式生长时速度最快。大多数 金属晶体具有粗糙界面并以枝晶方式长大，具有高的长大速度
晶粒度：单位体积中晶粒数目
晶粒度对金属材料的性能有重要影响，强度，硬度，塑性，韧性等都随晶粒细化而提高
晶粒大小取决于形核率和长大速度
增加过冷度
并且ΔT↑ ↑ ， Z V ↑ 。 因此ΔT↑可细化晶粒。 工业中经常通过降低 浇铸温度，提高铸型 的吸热能力和导热能 力的办法，增大过冷 度
在液态金属中利用非自发形核理论加入能促进形核（N↑）， 拟制长大（ V g ↓）的形核剂（变质剂）增加形核率的处理方法， 使 Z V ↑，以达细化晶粒的目的
根据点阵匹配原理，加入形核剂形成非均匀形核
形核剂与液体反应生成难熔化化合物
加入长大抑制剂
浇注灰口铁时加入石墨
② 碳钢中加0.1~0.2% 的Ti 、 V形成TiC 、VC难熔细粒的晶核。
③ Al-Si中加入Na盐抑制Si的长大速度 ,从而使Zv↑细化晶粒
动态细化
在浇铸前，搅拌、超声或机械振动等使ΔT ↑，N ↑ ， 以达Z V↑，细化晶粒的目的。 原理：振动使枝晶破碎，N ↑；振动使散热加快,ΔT ↑ 均使晶核增多Z V↑
金属铸锭组织与缺陷
铸锭组织
表层细晶粒区柱状晶粒区中心等轴状晶粒区
铸锭的最外层是一层很薄的细小等轴晶区，各 晶粒的取向是随机的。当金属液注入铸模后，由 于壁模温度较低，表层金属液受到模壁的强烈过 冷，形成大量晶核，同时，模壁及金属液中的杂 质有非均匀形核的作用。
特点：晶粒十分细小，组织致密，机械性 能很好。但由于细晶区的厚度一般都很薄，有的 只有几个毫米厚，所以没有多大的实际意义。
柱状晶区由垂直于模壁的粗大 的柱状晶构成。在细晶区形成的同 时，模壁温度升高，金属液冷却减 慢。此外，由于细晶区结晶潜热的 释放，使细晶区前沿液体的过冷度 减小，形核率大大下降，此时各晶 粒可较快成长，它们的生长方向是 任意的，但只有那些一次晶轴垂直 于模壁的晶体，因与散热方向一致 而优先生长，从而长成柱状晶粒， 而另一些晶轴倾斜于模壁的晶体的 生长则受到阻碍而不能继续生长
组织特征：晶粒相互平 行，组织致密，缺陷少， 柱晶交界处含有杂质； 性能出现了方向性，在 柱状晶交界处产生 脆 弱面，裂纹易于扩展
随柱状晶的发展，经过散热，铸锭中心部分的液态金属的温 度已比较均匀，全部降至熔点以下，再加上液态金属中的杂质等 因素的作用，满足形核时对过冷度的要求，于是在整个剩余液体 中同时形核。由于此时的散热已经失去了方向性，晶核在液体中 可以自由生长，在各个方向上的长大速度差不多相等，于是就长 成了等轴晶。当它们长到与柱状晶相遇，全部液体凝固完毕后， 就形成了明显的中心等轴晶区
特点：各个晶粒在长大时彼此交叉，枝杈间的搭接牢固。裂 纹不易扩展。另外，等轴晶区不存在明显的脆弱界面，各晶粒的 取向各不相同，其性能也没有方向性。这是等轴晶区的有点。但 其缺点是等轴晶的树枝状晶比较发达，分枝较多，因此组织不够 致密，但对性能的影响不大。因此，一般的铸锭，尤其是铸件， 都要求得到发达的等轴晶组织
利于形成柱状晶措施
高的浇注温度，快的浇注速度可以使有利于柱状晶形成
固相模壁散热快，且方向性有利于柱状晶形成
高的熔化温度，使活化质点消除，利于柱状晶形成
利于形成等轴晶措施
变质形成等轴晶措施
变质处理，加入形核剂，促进非均匀形核或抑制长大措施
降低浇注温度，增大过冷度，促进兴和
快速冷却，均匀散热，避免择优生长
低熔化温度，加大液面流动，振动等增大非均匀形核的核心
金属铸锭中的缺陷包括缩孔、疏松、气孔及夹杂物
缩孔
大多数金属的液态密度小于固态密度，因此结晶时要发生体 积收缩，使原来填满铸型的液态金属，凝固后就不再填满，此时 如果没有液体金属继续补充的话，就会出现收缩孔洞，称为缩孔。 缩孔分为集中缩孔和分散缩孔。
集中缩孔破坏了铸锭的完整性，其附近含有较多的杂质
疏松
于是在结晶结束后，便在这些区域形成 许多分散的显微缩孔，称为疏松
疏松使铸锭的只密 度降低，在一般情况下，疏松处没有杂质，表面也未 被氧化，在压力加工时可以焊合
气体在固液中溶解度不同，凝固时解析处气体来不及逸出，保留在铸锭中形成气孔
铸锭中基体金属成分，外来夹杂物，内部反应生成夹杂物
定向凝固技术
是指在凝固过程中，在凝固金属或者凝固熔体中 建立特定方向的温度梯度，从而使金属沿着与热流方 向相反的方向结晶，获得具有特定取向的柱状晶或单 晶的技术
柱状晶生长技术
柱状晶性能具有明显的方向性
沿柱状晶晶轴方向的强度较高
单晶生长技术
急冷凝固技术
快速冷却，常规工艺冷却速度不超过10 2℃/s ， 急冷的冷却速度一般达到10 4℃/s以上
雾化技术，模冷技术，表面快热技术
微晶和纳米晶金属 非晶态金属 准晶态金属
由两种或两种以上元素，经过熔炼，烧结等组合而成的具有金属特性的物质
组元：组成合金最基本的独立的物质
合金系：由给定组元可以以不同比例配置成一系列成分不同的合金
相和相结构
合金中结构相同，成分性能均一并以界面相互分开的组成部分
合金中的相
固溶体：异类原子能够以不同比例混合，晶体结构 与组成合金的某一组元相同
金属化合物：异类原子有固定的比例，晶体结构与 组成合金的组元均不相同
A是纯金属，形成的固溶体称为第一类固溶体。
A是化合物，形成的固溶体称为第二类固溶体
无限固溶体：溶质和溶剂可以以任何比例相互溶解
有限固溶体：溶质在溶剂中溶解度有一定限度
有序固溶体：溶质原子核溶剂原子分别占据固定位置，排列有序，每个晶胞中溶质原子核溶剂原子比都是一定的
无序：排列无序
影响置换固溶体溶解度因素
晶体结构因素
组 元 间 晶 体 结 构 相 同 是 形 成 无 限 固 溶 体 的 必 要 条 件 。 （ 如：Cu-Ni 合 金 无 限 固 溶 体 ）
形 成 有 限 固 溶 体 时 ， 溶 质 元 素 与 溶 剂 的 结 构 类 型 相 同 , 则 溶 解 度 通 常 也 较 不 同 结 构 时 为 大
电子浓度因素（化合价因素）
r越大晶格畸变越大，溶解度越小
电负性：源自接受电子而现实负电性能力，以电负性大小来衡量化学亲和力