第一章固体结构

固态物质按照原子或分子排列的特征可以分为晶体和非晶体两类。
晶体中的原子在空间呈有规则的周期性排列；而非晶体的原子则是无规则的排列。

●1.1晶体学基础

晶体的一个基本特征就是组成物质的基元（包括原子，离子或原子集团）都是有规律地排列的, 这个规律就是周期性。为了便于分析研究晶体中质点的排列规律性，可先将实际晶体结构看成完整无缺的理想晶体并简化，将其中每个基元抽象为规则排列于空间的几何点，称之为阵点。这些阵点在空间呈周期性规则排列并具有完全相同的周围环境，这种由它们在三维空间规则排列的阵列称为空间点阵，简称点阵。
具有代表性的基本单元（即最小平行六面体）作为点阵的组成单元，称为晶胞。将晶胞作三维的重复堆砌，就构成了空间点阵。同一空间点阵可因选取方式不同而得到不相同的晶胞。

●1.2金属的晶体结构

三种典型的金属晶体结构 面心立方结构A1或 fcc、体心立方结构A2或 bcc和密排六方结构A3或 hcp三种。

●1.3离子晶体结构

离子晶体的结构规则 
1.负离子配位多面体规则 
在离子晶体中，正离子的周围形成一个负离子配位多面体，正负离子间的平衡距离取决于离子半径之和，而正离子的配位数则取决于正负离子的半径比。这是鲍林第一规则。将离子晶体结构视为由负离子配位多面体按一定方式连接而成，正离子则处于负离子多面体的中央，故配位多面体才是离子晶体的真正结构基元。 离子晶体中，正离子的配位数通常为4和6，但也有少数为3，8，12。 
2.电价规则 
在一个稳定的离子晶体结构中，每个负离子的电价Z-等于或接近等于与之相邻接的各正离子静电强度S 的总和。这就是鲍林第二规则，也称电价规则。 
3.负离子多面体共用顶、棱和面的规则 
鲍林第三规则指出："在一配位结构中，共用棱特别是共用面的存在，会降低这个结构的稳定性。对于电价高，配位数低的正离子来说，这个效应尤为显著。" 
4.不同种类正离子配位多面体间连接规则 
鲍林第四规则认为："在含有一种以上正负离子的离子晶体中，一些电价较高，配位数较低的正离子配位多面体之间，有尽量互不结合的趋势。" 
5.节约规则 
鲍林第五规则指出："在同一晶体中，同种正离子与同种负离子的结合方式应最大限度地趋于一致。"因为在一个均匀的结构中，不同形状的配位多面体很难有效堆积在一起。 
典型的离子晶体结构 
离子晶体按其化学组成分为二元化合物和多元化合物。其中二元化合物中介绍AB 型，AB2 型和A2B3型化合物；多元化合物中主要有ABO3型和AB2O4 型。

第二章晶体缺陷

前面章节都是就理想状态的完整晶体而言，即晶体中所有的原子都在各自的平衡位置，处于能量最低状态。然而在实际晶体中原子的排列不可能这样规则和完整，而是或多或少地存在离开理想的区域，出现不完整性。正如我们日常生活中见到玉米棒上玉米粒的分布。通常把这种偏离完整性的区域称为晶体缺陷（crystal defect; crystalline imperfection)。缺陷的产生是与晶体的生成条件、晶体中原子的热运动、对晶体进行的加工过程以及其它因素的作用等有关。但必须指出，缺陷的存在只是晶体中局部的破坏。它只是一个很小的量(这指的是通常的情况)。例如20℃时，Cu的空位浓度为3.8×10－17，充分退火后铁中的位错密度为1012m-2（空位、位错都是以后要介绍的缺陷形态）。所以从占有原子百分数来说，晶体中的缺陷在数量上是微不足道的。但是，晶体缺陷仍可以用相当确切的几何图像来描述。
在晶体中缺陷并不是静止地、稳定不变地存在着，而是随着各种条件的改变而不断变动的。它们可以产生、发展、运动和交互作用，而且能合并消失。晶体缺陷对晶体的许多性能有很大的影响，如电阻上升、磁矫顽力增大、扩散速率加快、抗腐蚀性能下降，特别对塑性、强度、扩散等有着决定性的作用。
20世纪初，X射线衍射方法的应用为金属研究开辟了新天地，使我们的认识深入到原子的水平；到30年代中期，泰勒与伯格斯等奠定了晶体位错理论的基础；50年代以后，电子显微镜的使用将显微组织和晶体结构之间的空白区域填补了起来，成为研究晶体缺陷和探明金属实际结构的主要手段，位错得到有力的实验观测证实；随即开展了大量的研究工作，澄清了金属塑性形变的微观机制和强化效应的物理本质。
按照晶体缺陷的几何形态以及相对于晶体的尺寸，或其影响范围的大小，可将其分为以下几类：
1.点缺陷(point defects) 其特征是三个方向的尺寸都很小，不超过几个原子间距。如：空位(vacancy)、间隙原子(interstitial atom)和置换原子(substitutional atom)。除此以外，还有空位，间隙原子以及这几类缺陷的复合体等均属于这一类。这里所说的间隙原子是指应占据正常阵点的原子跑到点阵间隙中。
2.线缺陷（linear defects) 其特征是缺陷在两个方向上尺寸很小（与点缺陷相似），而第三方向上的尺寸却很大，甚者可以贯穿整个晶体，属于这一类的主要是位错(dislocation)(图3－01）。
3.面缺陷(interfacial defects) 其特征是缺陷在一个方向上的尺寸很小（同点缺陷），而其余两个方向上的尺寸很大。晶体的外表面(external surfaces)及各种内界面如：一般晶界(grain boundaries)(图3－02、图3－03）、孪晶界(twin boundaries)、亚晶界（sub-boundaries）、相界(phase boundaries)及层错(stacking faults)等均属于这一类。

●2.1点缺陷

晶体中的点缺陷（point defect）是在晶体晶格结点上或邻近区域偏离其正常结构的一种缺陷，它是最简单的晶体缺陷，在三维空间各个方向上尺寸都很小，范围约为一个或几个原子尺度。所有点缺陷的存在，都破坏了原有原子间作用力的平衡，造成临近原子偏离其平衡位置，发生晶格畸变(distortion of lattice)，使晶格内能升高。
金属晶体中常见的点缺陷有空位(vacancy)、间隙原子(interstitial atom)、置换原子(sbustitutional atom)等。如图3-04所示。晶体中位于晶格结点上的原子并非静止不动的，而是以其平衡位置为中心作热运动。当某一瞬间，某个原子具有足够大的能量，克服周围原子对它的制约，跳出其所在的位置，使晶格中形成空结点，称空位。脱位原子进入其他空位或迁移至晶界或晶体表面所形成的空位叫肖脱基(Schottky)空位；脱位原子挤入晶格结点的间隙中所形成的空位叫弗兰克尔(Frenkel)空位，挤入间隙的原子叫间隙原子；占据在原来晶格结点的异类原子叫置换原子。

●2.2位错分类及刃型位错

刃型位错的柏氏矢量与位错线垂直，其正负可用右手法则确定， （通常先人为地规定位错线的方向，然后用右手食指表示位错线的方向，中指表示柏氏矢量的方向，当拇指向上是为正刃型位错，向下时为负刃型位错。）

●2.3柏氏矢量

用来描述位错区域原子的畸变特征（包括畸变发生在什么晶向以及畸变有多大）的物理参量，称为柏氏矢量（Burgers vector）。它是一个矢量，1939年由柏格斯（J.M.Burgers）率先提出
柏氏矢量可通过柏氏回路（Burgers circuit）来确定。在含有位错的实际晶体中作一个包含位错发生畸变的回路，然后将这同样大小的回路置于理想晶体中，此时回路将不能封闭，需引一个额外的矢量b连接回路，才能使回路闭合，这个矢量b就是实际晶体中位错的柏氏矢量。

●2.4螺型位错和混合位错

用柏氏矢量可判断位错的类型。柏氏矢量与位错线垂直者为刃型位错，平行者为螺型位错，既不垂直又不平行者为混合位错。 
柏氏矢量反映位错区域点阵畸变总累积的大小。柏氏矢量越大，位错周围晶体畸变越严重。 
用柏氏矢量可以表示晶体滑移的方向和大小。位错运动导致晶体滑移时，滑移量大小即柏氏矢量b，滑移方向即为柏氏矢量的方向。 
一条位错线具有唯一的柏氏矢量。它与柏氏回路的大小和回路在位错线上的位置无关，位错在晶体中运动或改变方向时，其柏氏矢量不变。

●2.5位错的运动

位错的最重要性质之一是它可以在晶体中运动，而晶体宏观的塑性变形是通过位错运动来实现的。晶体的力学性能如强度、塑性和断裂等均与位错的运动有关。因此，了解位错运动的有关规律，对于改善和控制晶体力学性能是有益的。

●2.6位错应力场

位错在晶体中的存在，使其周围原子偏离平衡位置，而导致点阵畸变和弹性应力场的产生。要进一步了解位错的性质，就须讨论位错的弹性应力场，由此可推算出位错所具有的能量、位错的作用力、位错与晶体其他缺陷间交互作用等问题。

●2.7作用在位错上的力

在外切应力的作用下，位错将在滑移面上产生滑移运动。位错滑移与晶体所受切应力之间的关系、刃型位错的攀移与晶体所受正应力的关系是本节重点讨论的内容。揭示位错所受力与宏观应力之间的关系，有助于研究材料发生屈服时的微观结构的变化。

第三章固体中原子及分子的运动

固体材料涉及金属、陶瓷和高分子化合物三类。金属中的原子结合以金属键为主，陶瓷中的原子结合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。

●3.1菲克定律

在固体中不会发生对流，因此扩散是唯一的物质迁移方式。其原子或分子由于热运动从一个位置不断地迁移到另一个位置。扩散是固体材料中的一个重要现象，材料的固态相变、高温蠕变，以及各种表面处理等都与扩散密切相关。

●3.2扩散方程的解一

对于非稳态扩散，需要对菲克第二定律按照所研究问题的初始条件和边界条件进行求解。

●3.3扩散方程的解二

对于非稳态扩散，需要对菲克第二定律按照所研究问题的初始条件和边界条件进行求解。

●3.4柯肯达尔效应和达肯公式

置换固溶体中溶质的扩散（一种原子进入晶格同时，另外原子离开，当进入和离开不等，会引起晶格的消失或生成，造成 晶格数量，位置的变化。

●3.5俣野面

在求解菲克第二定律时，由于实际上扩散系数往往随浓度而发生变化，因此要求出菲克第二定律的偏微分方程是很困难的。玻尔兹曼和俣野给出了从实验曲线来计算不同质量浓度下扩散系数的方法。

●3.6原子跳跃和扩散系数

菲克定律从表象理论上推导出了扩散的一般规律，而原子在扩散过程中是如何迁移的？本节从原子层面探讨了固体材料扩散的一般规律、扩散的影响因素和扩散机制等内容。

第四章材料的形变和再结晶

一、单晶体的塑性变形 1、 滑移的定义和现象，这里有五个问题：滑移线、滑移带、滑移距离、滑移面和滑移方向；2、 滑移系：一个滑移面和一个滑移方向构成一个滑移系，滑移系的数目决定了金属的塑性好坏，其数目越多，塑性越好；3、滑移的机理：非刚性滑动，而是由位错的移动实现的。 1) 只有位错线附近的少数原子移动；2) 原子移动的距离小于一个原子间距; 所以通过位错实现滑移时，需要的力较小;举例。(挂图) 总结：金属的塑性变形是由滑移这种方式进行的，而滑移又是通过位错的移动实现的。所以，只要阻碍位错的移动就可以阻碍滑移的进行，从而提高了塑性变形的抗力，使强度提高。金属材料常用的五种强化手段(固溶强化、加工硬化、晶粒细化、弥散强化、淬火强化)都是通过这种机理实现的。 二、多晶体的塑性变形 其中单个晶体的变形情况和单晶体相同，不同的是多晶体是由多个晶体组成的，各个晶体之间的位向不同，所以多晶体的塑性变形不是同时发生的，而是一步一步地进行的。塑性变形的抗力要比单晶体要高。 具有细小晶粒的材料不仅强度高，而且塑性、韧性也较高，这是其他强化手段不能达到的。 我们一般将通过使材料的组织变细来改善其性能的方法称为晶粒细化。 三、冷变形后金属性能和组织的变化分为三个阶段。即回复、再结晶和晶粒长大。 一、 回复 在加热温度较低时发生，在这个阶段由于温度不高，原子活动能力较小，不能作大范围的扩散，只有点缺陷如空位、间隙原子的数量减少了，同时位错重新排列，所以金属的组织和性能变化不大。主要是内应力大幅度减小，电阻下降，耐腐蚀能力提高。 回复主要用于消除冷变形金属中的残余内应力，以隐定尺寸， 降低电阻，提高耐腐蚀能力。如冷卷弹簧的定型、黄铜弹壳的去应力等。 二、 再结晶 发生在较高温度下，对钢来说大约在450℃以上。这时原子的活动能力大大增强，晶体缺陷消除，发生再结晶，加工硬化消除，冷变形纤维组织重新变成多边形等到轴晶粒，也就是说，材料的组织和性能又恢复到冷变形前的状态。 再结晶过程也是一个形核和长大的过程，但是材料的晶体结构并没有发生变化，所以也就不是一个相变过程。 1、 再结晶温度 金属发生再结晶的最低温度称为再结晶温度，它与金属的变形度、成分有关，变形度越大，再结晶温度越低，W、V、Ti、Cr等元素能够提高再结晶温度。一般根据一个经验公式来确定材料的再结晶温度： T再=0.4×T0(金属的熔点) 根据这个公式,可以计算出铁的再结晶温度大约为450℃.其它金属的再结晶温度可以查阅有关的手册。 2、 再结晶的应用 再结晶一般用于消除加工硬化，恢复塑性。在生产中这种处理方法称为再结晶退火。 三、 晶粒长大 不讲，学生自学。 第三节 热变形加工 冷变形加工：冷拉、冷拔、冷轧、冷冲压等; 热变形加工：热轧、锻造等; 一、 冷、热变形加工的区别 从金属学的角度出发，冷、热变形加工是以再结晶温度为界限的，低于再结晶温度的变形称为冷变形加工;高于再结晶温度的变形就称为热变形加工。如锡、铅等金属的再结晶温度较低，在室温下对它们的变形就属于热变形加工了;而钨的再结晶温度高达1200℃以上，那么在1000℃对它进行的变形仍属于冷变形加工。 另外一个要注意的问题是，在热变形加工时，材料性能的变化是双向的，因为在发生加工硬化的同时，还发生着再结晶，也就是因为变形发生的硬化和因为再结晶发生的软化在同时进行着。那一个方面占优势要看是变形度和加热温度的具体情况。 二、 热变形加工时金属组织和性能的变化 1、 能消除一些组织缺陷，使组织更加致密; 2、 流线：金属中的一些杂质、夹杂沿变形方向伸长而形成的，如果使流线沿零件的轮廓走向分布，则能提高材料的性能，所以一些重要的零件都采用锻造成形。 3、 带状组织：钢中的铁素体或渗碳体以伸长的杂质为核心形核，形成带状组织。带状组织能造成材料的各向异性，应加以注意。

●4.1纯金属单晶体的滑移变形

单晶体的塑性变形，实质上就是分析晶内变形。在整个体积内原子排列方式和排列方向不变的晶体称为单晶体。根据晶体结构理论，任何一块单晶体都包含有若干不同方位的晶面。当一块单晶体材料受外力作用时，其内应力可分解为正应力σ和切应力τ。
当切应力较小时只发生弹性变形，随着切应力继续增大到超过原子间结合力时，一部分晶体沿着一定的晶面和一一定的晶向对另一部分晶体作相对滑动，这种滑动称为滑移。发生滑移的晶面称为滑移面。滑移面上的原子移动距离为原子间距的整数倍后，在新的位置上重新处于比较稳定的状态。此时除去应力，晶体的歪扭可以恢复，但已滑移的原子不能回复到变形前的位置上，即产生了塑性变形。
晶体在晶面上发生滑移， 实际上并不需要整个滑移面上的所有原子同时刚性移动，而是通过晶体内大量存在的位错缺陷沿晶面的移动实现的滑移。

●4.2纯金属多晶体的塑性变形

多晶体中的每一个晶粒的塑性变形基本与单晶体类似，多晶体塑性形的方式仍然是滑移，塑性变形的机理是晶体中的位错在切应力的作用下，沿一定的晶面晶向发生滑动而实现金属的塑性变形。
多晶体在发生塑性变形时，并不是所有的晶粒都同时进行滑移，而是随外力的作用，晶粒分期分批地进行滑移。实验证明，沿看外力P的45°方问上切应力τ最大。因此晶粒的晶格取向与最大切应力τmax方向一致时最容易产生滑移。而其他方向上取向的晶粒则随先滑移的晶粒产生转动变形后，其晶格位向与最大切应力方向趋向一致时，才能进一步产生滑移。 所以，多晶体塑性变形的主要方式为每个晶粒内部的滑移，同时伴随着各晶粒间的滑移和转动。

●4.3单相固溶体的塑性变形

由于单相固溶体合金的显微组织与多晶体纯金属相似，因而其塑性变形过程也基本相同。但是由于固溶体中存在着溶质原子，因而使合金的强度、硬度提高，而塑性、韧性有所下降，产生了固溶强化效果。

第五章单组元相图及纯晶体的凝固

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。单元系相图表示了在热力学平衡条件下，所存在的相与温度和压力之间的对应关系，理解这些关系有助于预测材料的性能。本章将从相平衡的热力学条件出发，来理解相图中相平衡的变化规律。在这基础上，进一步讨论纯晶体的凝固热力学和动力学问题，以及内外因素对晶体生长形态的影响。

●5.1单元相图

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。单元系相图表示了在热力学平衡条件下，所存在的相于温度和压力之间的对应关系，理解这些关系有助于预测材料的性能。本节将从相平衡的热力学条件出发，来理解相图中的相平衡变化规律。

●5.2均匀形核

晶体的凝固是通过形核与长大两个过程进行的，即固相核心的形成与晶核生长至液相耗尽为止。形核方式可以分为两类：
1、均匀形核。新相晶核是在母相中均匀地生成的，即晶核由液相中的一些原子团直接形成，不受杂质离子或外表面的影响。
2、非均匀形核。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。在实际溶液中不可避免地存在杂质和外表面，因而其凝固方式主要是非均匀形核。但是，非均匀形核的基本原理是建立在均匀形核的基础上的，因而必须首先掌握均匀形核的机理。

●5.3非均匀形核

晶体的凝固是通过形核与长大两个过程进行的，即固相核心的形成与晶核生长至液相耗尽为止。形核方式可以分为两类：
1、均匀形核。新相晶核是在母相中均匀地生成的，即晶核由液相中的一些原子团直接形成，不受杂质离子或外表面的影响。
2、非均匀形核。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。在实际溶液中不可避免地存在杂质和外表面，因而其凝固方式主要是非均匀形核。但是，非均匀形核的基本原理建立在均匀形核的基础上，但也有其不同之处，本节内容基于均匀形核的理论，讨论非均匀形核的制约因素。

第六章二元系相图和合金的凝固与制备原理

合金的组织要比纯金属复杂，为了研究合金的组织与性能之间的关系，必须了解合金的结晶过程，了解合金中各种组织的形成及变化规律。
利用相图，我们可以了解不同成分的合金，在不同温度时的平衡条件下的状态，每个相的成分及相对含量等。

●6.1二元相图自由能成分曲线

利用固溶体的准化学模型可以计算固溶体的自由能成分曲线。固溶体准化学模型只考虑最近邻原子间的键能，因此对混合焓做了近似处理。若假定固溶体的溶剂原子和溶质原子半径相同，两者的晶体结构也相同，而且无限互溶，由此可得组元混合前后的体积不变，即混合后的体积变化为零。除此以外，准化学模型只考虑两种组元不同排列方式产生的混合熵，而不考虑温度引起的振动熵。

●6.2匀晶相图

由液相结晶出单相固溶体的过程称为匀晶转变，绝大多数的二元相图都包括匀晶转变部分。有些二元合金只发生匀晶转变；有些二元陶瓷也只发生匀晶转变。在两个金属组元之间形成合金时，要能无限互溶必须服从以下条件：两者的晶体结构相同，原子尺寸相近，尺寸差小于15%。另外，两者有相同的原子价和相似的电负性。这一适用于合金固溶体的规则，也基本适用于以离子晶体化合物为组元的固溶体形成，只是上述规则中以离子半径替代了原子半径。
匀晶相图还可有其他形式。如金铜、铁钴合金相图上具有极小点，而在铅铊合金相图具有极大点，两种类型相图中对应于极大点或极小点的合金，由于液、固两相的成分相同，运用相律分析可知，此时相变为恒温转变。

●6.3共晶相图

组成共晶相图的两组元，在液态可无限互溶，而固态只能部分互溶，甚至完全不溶。两组元的混合使合金的熔点比各组元低，因此，液相线从两端纯组元向中间凹下，两条液相线的交点所对应的温度称为共晶温度。在该温度下，液相通过共晶凝固同时结晶出两个固相，这样两相的混合物称为共晶组织或共晶体。
共晶合金在铸造工业中具有非常重要的意义。其原因在于它的一些特殊性质：1、比纯组元熔点低，简化了熔化和铸造的操作；2、共晶合金比纯金属有更好的流动性，其在凝固之中防止阻碍液体流动的枝晶形成，从而改善了铸造性能；3、恒温转变减少了铸造缺陷，如偏聚和缩孔；4、共晶凝固可获得多种形态的显微组织，尤其是规则排列的层状或杆状共晶组织，可能成为优异性能的原位复合材料。

●6.4铁碳相图一

碳钢和铸铁是最为广泛使用的金属材料，铁碳相图是研究钢铁材料的组织、性能及其热加工和热处理工艺的重要工具。
碳在钢铁中可以有四种形式存在：碳原子溶于α-Fe形成的固溶体，称为铁素体（体心立方结构）；或溶于γ-Fe形成的固溶体，称为奥氏体（面心立方结构）；或与铁原子形成复杂结构的化合物Fe3C（正交点阵），称为渗碳体；碳也可能以游离态石墨（六方结构）稳定相存在。在通常情况下，铁碳合金是按Fe-Fe3C系进行转变的，其中Fe3C是亚稳相，在一定条件下可以分解为铁和石墨。因此，铁碳相图可有两种形式：Fe-Fe3C相图和Fe-C相图，为了便于使用，通常将两者画在一起，称为铁碳双重相图。

●6.5铁碳相图二

碳钢和铸铁是最为广泛使用的金属材料，铁碳相图是研究钢铁材料的组织、性能及其热加工和热处理工艺的重要工具。
碳在钢铁中可以有四种形式存在：碳原子溶于α-Fe形成的固溶体，称为铁素体（体心立方结构）；或溶于γ-Fe形成的固溶体，称为奥氏体（面心立方结构）；或与铁原子形成复杂结构的化合物Fe3C（正交点阵），称为渗碳体；碳也可能以游离态石墨（六方结构）稳定相存在。在通常情况下，铁碳合金是按Fe-Fe3C系进行转变的，其中Fe3C是亚稳相，在一定条件下可以分解为铁和石墨。因此，铁碳相图可有两种形式：Fe-Fe3C相图和Fe-C相图，为了便于使用，通常将两者画在一起，称为铁碳双重相图。

●6.6铁碳相图三

碳钢和铸铁是最为广泛使用的金属材料，铁碳相图是研究钢铁材料的组织、性能及其热加工和热处理工艺的重要工具。
碳在钢铁中可以有四种形式存在：碳原子溶于α-Fe形成的固溶体，称为铁素体（体心立方结构）；或溶于γ-Fe形成的固溶体，称为奥氏体（面心立方结构）；或与铁原子形成复杂结构的化合物Fe3C（正交点阵），称为渗碳体；碳也可能以游离态石墨（六方结构）稳定相存在。在通常情况下，铁碳合金是按Fe-Fe3C系进行转变的，其中Fe3C是亚稳相，在一定条件下可以分解为铁和石墨。因此，铁碳相图可有两种形式：Fe-Fe3C相图和Fe-C相图，为了便于使用，通常将两者画在一起，称为铁碳双重相图。

第七章三元相图

工业上应用的金属材料多半是由两种以上的组元构成的多元合金。为了更好地了解和掌握各种材料的成分、组织和性能之间的关系，除了了解二元相图之外，还需掌握三元甚至多元相图的知识。

●7.1三元相图基础

三元相图与二元相图的差别，在于增加了一个成分变量。三元相图的基本特点为：完整的三元相图是三维的立体模型；三元系中可以发生四相平衡转变。由相律可以确定，二元系中的最大平衡相数为3，而三元系中的最大平衡相数为4.三元相图中的四相平衡区是恒温水平面；除单相区及两相平衡区外，三元相图中三相平衡区也占有一定的空间。根据相律得知，三元系三相平衡时存在一个自由度，所以三相平衡转变是变温过程，反映在相图上，三相平衡区必将占有一定的空间，不再是二元相图中的水平线。

●7.2三元匀晶相图

对于三个组元在液态和固态时都彼此完全互溶，三元相图中的3个侧面都是简单的二元匀晶相图。在三棱柱体内，以3个二元系的液相线作为边框构成的向上凸的空间曲面是三元系的液相面，它表明不同成分的合金开始凝固的温度；以3个二元系的固相线作为边框构成的向下凹的空间曲面是三元系的固相面，它表明不同成分的合金凝固终了的温度。

●7.3固态互不溶解三元共晶相图

三组元在液态完全互溶，固态下互不溶解。三组元中任意两组元间为二元共晶相图，且固态下互不溶解。

●7.4固态有限溶解三元共晶相图一

三组元在液相完全互溶，在固态下有限互溶的共晶相图。在空间上可分为四个单相区，六个两相区，四个三相区和一个四相共存等温面。

●7.5固态有限溶解三元共晶相图二

依据合金成分所处的水平投影图中的位置，分析其在高温冷却过程中所经过的相区，分析不同成分的合金的平衡相转变过程。