螺型位错的特征
1螺型位错无额外半原子面，原子错排是呈轴对称的。

2根据位错线附近呈螺旋形排列的原子旋转方向不同, 可分为右旋和左旋螺型位错。

3螺型位错线与滑移矢量平行，因此一定是直线，而且位错线的移动方向与晶体滑移方向互相垂直。

4纯螺型位错的滑移面不是唯一的。

凡是包含螺型位错线的平面都可以作为它的滑移面。

但实际上，滑移通常是在那些原子密排面上进行。

5螺型位错线周围的点阵也发生了弹性畸变，但只有平行于位错线的切应变而无正应变，即不会引起体积膨胀和收缩，且在垂直于位错线的平面投影上，看不到原子的位移，看不出有缺陷。

6螺型位错周围的点阵畸变随离位错线距离的增加而急剧减少，故也是包含几个原子宽度的线缺陷。

刃型位错的柏氏矢量与位错线垂直，这是刃型位错的一个重要特征
螺型位错的柏氏矢量与位错线平行，这是螺型位错的一个重要特征
晶向指数的确定步骤:
(1)以晶胞的某一阵点O为原点,建立坐标轴X，Y, Z，以点阵矢量的长度作为坐标轴的长度单位
(2)过原点O作一直线0P，使其平行于待定晶向.
(3)选取距原点O最近的一个阵点P，确定P点的3个坐标值。

(4)将3个坐标值化为最小整数u,v,w,加上方括号即为待定晶向的晶向指数[uvw].
晶面指数标定：
(1)在点阵中设定参考坐标系，但不能将坐标原点选在待确定指数的晶面上，以免出现零截距.
(2)求待定晶面在三个晶轴上的截距.若该晶面与某轴平行，则此轴上截距为∞；若与某轴负方向相截，则此轴上截距为一负值。

(3)取各截距的倒数。

(4)将三倒数化为互质的整数比，并加上圆括号，即为表示该晶面的指数,记为(hkl).
晶带
所有平行或相交于同一直线的这些晶面构成一个晶带．此直线称为晶带轴。

属此晶带的晶面称为晶带面。

不全位错
若堆垛层错不是发生在晶体的整个原子面上而只是部分区域存在，那么，在层错与完整晶体的交界处就存在b不等于点阵矢量的不全位错。

面心立方晶体中有两种重要的不全位错：肖克莱不全位错弗兰克不全位错。

弹性不完整性的现象包括:
包申格效应弹性后效弹性滞后循环韧性等。

包申格效应：多晶体金属材料的普遍现象。

材料经预先加载产生少量塑性变形(＜4%)，而后同向加载则σe升高，反向加载则σ e下降。

此现象称之为包申格效应。

固溶体_凝固过程的特点
包括形核与长大两个阶段，但由于合金中存在凝固在一个温度区间内进行，液、固两相的成分随温度下降不断变化，因此凝固过程依赖于两组元原子的扩散。

第二组元，其凝固过程较纯金属复杂。

合金结晶出的固相成分与液态合金不同，形核时除需要能量起伏外还需一定的成分起伏。

每一温度下，平衡凝固实质包括三个过程：
①液相内的扩散过程。

②固相的继续长大。

③固相内的扩散过程
孪生与滑移的对比
孪生是一种均匀切变过程，滑移则是不均匀切变；
发生孪生的部分与原晶体形成了镜面对称关系，滑移则没有位向变化。

相同点：
宏观上，都是切应力作用下发生的剪切变形；
微观上，都是晶体塑性变形的基本形式；
两者都不会改变晶体结构；
从机制上看，都是位错运动的结果。

不同点：
滑移不改变晶体的位相，孪生改变了晶体位向；
滑移是全位错运动的结果，而孪生是不全位错运动的结果；
滑移比较平缓，应力应变曲线较光滑、连续，孪生则呈锯齿状；
两者发生的条件不同；
滑移的切变较大，而孪生的切变较小。

滑移线与滑移带：当应力超过弹性极限后，晶体中就会产生层片之间的相对滑移，大量层片间滑动的累积就构成晶体的宏观塑性变形
滑移的位错机制
实测晶体滑移的临界分切应力值较理论计算值低3-4个数量级，表明晶体滑移并非晶体的一部分相对于另一部分沿着滑移面作刚性整体位移，而是借助位错在滑移面上运动来逐步地进行的。

孪生的特点：
(1)也是在切应力作用下发生的，并常出现于滑移受阻而引起的应力集中区，所需临界切应力比滑移时大得多。

(2)是一种均匀切变．即切变区内与孪晶面平行的每层原子面均相对于其毗邻晶面沿孪生方向位移了一定距离，且相对于孪生面的切变量跟它与孪生面的距离成正比
(3)孪晶的两部分晶体形成镜面对称的位向关系。

影响固溶强化的因素
(1)溶质原子的原子数分数越高，强化作用也越大，特别是当原子数分数很低时的强化更为显著。

(2)溶质与基体金属的原子尺寸相差越大，强化作用越大。

(3)间隙型溶质原子比置换原子具有较大的固溶强化效果，且由于间隙原子在体心立方晶体中的点阵畸变属非对称性的，故其强化作用大于面心立方晶体的；但间隙原子的固溶度很有限，故实际强化效果也有限。

(4)溶质原子与基体金属的价电子数相差越大，固溶强化作用越显著，即固溶体的屈服强度随合金电子浓度的增加而提高。

冷变形金属加热时组织与性能的变化
回复：新的无畸变晶粒出现前所产生的亚结构和性能变化的阶段。

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。

晶粒长大：再结晶结束后晶粒的长大过程。

固溶体常以树枝状生长方式结晶，非平衡凝固导致先结晶的枝干和后结晶的枝间成分不同，故称枝晶偏析。

由于一个树枝晶是由一个核心结晶而成的，故枝晶偏析属于晶内偏析。

通过扩散退火转化为平衡组织。

回复机制：
低温回复主要与点缺陷的迁移有关。

点缺陷运动所需的热激活较低，它们可迁移至晶界(或金属表面)，并通过空位与位错的交互作用、空位与间隙原子的重新结合，以及空位聚合形成空位对、空位群和空位片--崩塌成位错环而消失。

故对点缺陷很敏感的电阻率此时明显下降。

中温回复主要与位错的滑移有关：同一滑移面上异号位错可相互吸引而抵消；位错偶极子的两根位错线相消等。

高温回复(≈0.3Tm) 与位错的攀移运动有关。

攀移产生了两个重要后果：
①使滑移面上不规则的位错重新分布，刃型位错垂直排列成墙，显著降低位错的弹性畸变能。

②沿垂直于滑移面方向排列并具有一定取向差的位错墙(小角度亚晶界)，以及由此产生的亚晶，即多边化结构。

再结晶过程：形核和长大过程: 通过在变形组织的基体上产生新的无畸变再结晶晶核，并通过逐渐长大形成等轴晶粒，从而取代全部变形组织的过程。

再结晶的晶核不是新相，其晶体结构并未改变，这是与其他固态相变不同的地方。

影响再结晶的因素
变形程度
冷变形程度增加，则再结晶温度越低，再结晶速度也越快。

当变形量增大到一定程度后，再结晶温度基本稳定不变。

工业纯金属，强烈冷变形后的最低再结晶温度约等于其熔点的0.35-0.4。

给定温度下发生再结晶需要一个最小变形量(临界变形度)。

原始晶粒尺寸晶界有利形核,故晶粒越小越有利。

微量溶质原子
第二相颗粒
蠕变定义：在一定温度下，金属受持续应力的作用而产生缓慢的塑性变形的现象。

1减速蠕变阶段2恒定蠕变阶段 3 加速蠕变阶段。

蠕变强度及持久强度：
定义：表示材料抵抗因外力作用导致蠕变变形或蠕变断裂的能力。

两种表示方法：
a.在规定时间内达到规定形变量的蠕变强度，记为σTδ/τ。

b.稳态蠕变速率达到规定值时的蠕变强度。

记为σTv。

(4).蠕变的机理
蠕变机理的种类：扩散塑性理论；硬化与软化理论；位错理论；结构理论。

金属中位错及其它晶体缺陷的形成、运动及相互作用是决定蠕变规律的根本因素。

存在点缺陷时，位错的阻碍和解脱过程组成了位错运动的基本过程。

存在面缺陷阻碍时，位错途径解脱：障碍本身的迁移；位错本身的扩散；位错在障碍之间通过；位错越过障碍。

存在体缺陷时，位错在这种阻碍中难以移动。

蠕变变形的形变机理：位错滑移；亚晶形成；晶界形变。

铁碳相图中碳形式：铁素体(BCC结构)----C原子溶于α - Fe形成的固溶体；奥氏体(FCC结构)----C原子溶于ϒ- Fe形成的固溶体；渗碳体(正交点阵)------C与铁原子形成复杂结构的化合物；石墨(六方结构)------碳能以游离态石墨稳定相存在。

合金中有三个基本相，即F铁素体、A奥氏体和Fe3C。

但A一般仅存在于高温下，所以室温下所有的铁碳合金中只有两个相，就是铁素体和渗碳体。

结合形成珠光体（P）和莱氏体（Ld)机械混合物。

由于F中的含碳量非常少，所以可认为铁碳合金中的碳绝大部分存在于渗碳体中。

铁碳相图有两种形式：Fe-Fe3C相图和Fe-C相图，为便于应用，通常将两者画在一起，称为铁碳双重相图。

Fe3C是亚稳相(在一定条件下可分解为铁和石墨．铁碳合金通常按Fe-Fe3C系进行转变的，即为Fe-Fe3C 相图(实际使用的铁碳合金含碳量多在5%以下, 故成分轴从0~6.69% )。