第一篇：材料物理基礎心得體會-（推薦）

心得體會

固體物理是以晶體的原子結構和電子結構為基礎，內容涉及晶體結構、電子力學、固體磁性等等，是經典物理、量子物理和晶體學的綜合體現，也是聯結微觀原子和宏觀世界的一個橋梁。課程內容由易入難，通過對前面晶體結構基礎知識的理解，逐步深入，探索物質的微觀性能。原子結構的部分內容與本科所學的材料科學基礎相關，通過對本科所學內容的復習，此部分內容較為容易理解掌握。隨著老師講課內容的深入，部分內容不太理解，難以掌握，需要自己查找相關文獻，歸納理解。上課的方式以老師講解部分內容，另一部分內容由同學分組合作，各同學對所負責部分獨立制做PPT講解，我感覺這種上課方式挺好的，能讓學生主動查閱相關內容的資料，深入學習理解，并且歸納總結出核心知識點。但是也有不足之處，某位同學專門負責講某一部分的內容，他就只了解這方面的內容，且所了解的也僅止于表面知識，對這方面知識了解的深度不夠，廣度不夠，其所了解的僅僅只是冰山一角。因此，對于這位同學來說實際上所學的內容并不是很多，他所了解的僅僅只是他所查找到的那一部分資料，而其他相關內容知之甚少。另外，同學在講解PPT的過程中，上臺講解的那位同學滿懷激情的在講臺上講解他所了解的內容，但坐在講臺下的同學大部分都在玩手機，聊天打鬧，對于講臺上那位同學所講解的內容毫不關心，對于這些同學來說，他們并沒有學到相關內容的知識，對于這部分內容的理解也是所知甚少。PPT講解結束后，由下面的同學和老師分別對該同學講解內容提問，針對演講情況，作出評估并給予成績，以這種教學方式調動同學的積極性，使他們參與到對所學內容的討論當中，以更好的使他們融入到課程學習當中，這種教學方式是值得肯定的。

對于固體物理這門課程，因為所要學習的內容較多，涉及的范圍也比較廣泛，理解起來較為困難，僅僅依靠課本上的內容難以更好的掌握貫通，因此需要自己去查找更多相關文獻資料，以幫助對本課程的學習理解。晶體學是本課程學習的基礎，通過分析原子價電子結構，探索晶體結構類型以及所對應的結構特性。然后以晶體結構為基礎，分析晶格動力學以及中子的衍射特性。

通過對本課程的學習，提升了我們對文獻資料的理解能力，鍛煉了我們獨立思考，獨立創作的能力，培養了我們思考問題的條理性和邏輯性，加深了我們對于物質微觀世界的認識和理解。我負責講的內容是壓電材料的原理及材料的物理特性，我對壓電材料的了解不是很多，通過查百度文庫的資料和閱讀相關的論文，對壓電材料的原理及材料物理特性有了初步的了解。對壓電材料的正壓電效應比較了解，對逆壓電效應的原理就不了解，準備的材料不夠完善，以至于老師提問問題時回答不上來。對于壓電材料的應用理解的不是很到位，通過老師的提問以及補充環節，我可以更深刻的了解壓電材料方面的知識，糾正自己不正確的想法，這樣我的收獲更多。為了準備上課講的PPT，我花費了大量的時間去查閱相關資料，同時不斷的看整理的相關內容，加深理解，利于PPT的講解，可謂是臺上一分鐘，臺下十年功。雖然在臺上多次講過PPT，但是一上臺也不可避免的緊張，一緊張就忘記要怎么講了，在講的過程中就亂了，不條理。在講的過程中，逐漸的變得自然，這也是需要多鍛煉的。對于講PPT，我的體會就是我負責講的部分的內容了解的變多了，其他同學講的內容印象不深刻，也沒有多少了解。這樣的學習方式可以鍛煉自己，對于我來說，學到的知識并不多，如果同學們講課變得生動一點的話，我會喜歡聽他們講課，照著PPT念內容，我根本就不想聽。我要鍛煉這方面的能力，讓同學們喜歡上聽我講課，調動同學們的積極性，積極參與課堂的問答環節，提高學習的效率。

老師的這種授課方式讓我學會了很多，收獲也挺多的。知道了各種材料，比如半導體材料，超導體材料，壓電材料等。老師對每個同學提問的問題，我的印象會深刻，老師解惑的過程中，我會認真的去聽。上過材料物理基礎課以后，自己要學的東西還有很多，有不足的地方需要改進，也有值得自己高興的方面，大膽的去嘗試之后，才知道自己成長的空間到底有多大。老師挺有親和力的，同學們都喜歡。感謝老師對我們的指導，我們收獲頗豐。

第二篇：材料物理基礎知識點總結

點缺陷1范圍分類1點缺陷.在三維空間各方向上尺寸都很小,在原子尺寸大小的晶體缺陷.2線缺陷在三維空間的一個方向上的尺寸很大(晶粒數量級),另外兩個方向上的尺寸很小(原子尺寸大小)的晶體缺陷.其具體形式就是晶體中的位錯3面缺陷在三維空間的兩個方向上的尺寸很大,另外一個方向上的尺寸很小的晶體缺陷

2點缺陷的類型1空位.在晶格結點位置應有原子的地方空缺,這種缺陷稱為“空位”2.間隙原子.在晶格非結點位置,往往是晶格的間隙,出現了多余的原子.它們可能是同類原子,也可能是異類原子3.異類原子.在一種類型的原子組成的晶格中,不同種類的原子替換原有的原子占有其應有的位置3點缺陷的形成弗侖克耳缺陷:原子離開平衡位置進入間隙,形成等量的空位和間隙原子.肖特基缺陷:只形成空位不形成間隙原子.（構成新的晶面）金屬:離子晶體:1 負離子不能到間隙2 局部電中性要求

4點缺陷的方程缺陷方程三原則: 質量守恒, 電荷平衡, 正負離子格點成比例增減.肖特基缺陷生成:0＝VM，+ VO··弗侖克爾缺陷生成: MM ＝ VM，+ Mi ··

非計量氧化物:1/2O2(g)＝ VM，+ 2h· + OO 不等價參雜:Li2O＝ 2LiM, + OO + VO··Li2O+ 1/2O2(g)＝ 2LiM, + 2OO + 2h·.Nb2O5 ＝ 2NbTi · + 2 e, + 4OO + 1/2O2(g)5過飽和空位.晶體中含點缺陷的數目明顯超過平衡值.如高溫下停留平衡時晶體中存在一平衡空位,快速冷卻到一較低的溫度,晶體中的空位來不及移出晶體,就會造成晶體中的空位濃度超過這時的平衡值.過飽和空位的存在是一非平衡狀態,有恢復到平衡態的熱力學趨勢,在動力學上要到達平衡態還要一時間過程.6點缺陷對材料的影響.原因無論那種點缺陷的存在,都會使其附近的原子稍微偏離原結點位置才能平衡即造成小區域的晶格畸變.效果1提高材料的電阻

定向流動的電子在點缺陷處受到非平衡力(陷阱),增加了阻力,加速運動提高局部溫度(發熱)2加快原子的擴散遷移

空位可作為原子運動的周轉站3形成其他晶體缺陷

過飽和的空位可

集中形成內部的空洞,集中一片的塌陷形成位錯4改變材料的力學性能.空位移動到位錯處可造成刃位錯的攀移,間隙原子和異類原子的存在會增加位錯的運動阻力.會使強度提高,塑性下降.位錯

7刃型位錯若將上半部分向上移動一個原子間距,之間插入半個原子面,再按原子的結合方式連接起來,得到和(b)類似排列方式(轉90度),這也是刃型位錯.8螺型位錯若將晶體的上半部分向后移動一個原子間距,再按原子的結合方式連接起來(c),同樣除分界線附近的一管形區域例外,其他部分基本也都是完好的晶體.而在分界線的區域形成一螺旋面,這就是螺型位錯

9柏氏矢量.確定方法,首先在原子排列基本正常區域作一個包含位錯的回路,也稱為柏氏回路,這個回路包含了位錯發生的畸變.然后將同樣大小的回路置于理想晶體中,回路當然不可能封閉,需要一個額外的矢量連接才能封閉,這個矢量就稱為該位錯的柏氏矢 10柏氏矢量與位錯類型的關系刃型位錯,柏氏矢量與位錯線相互垂直.(依方向關系可分正刃和負刃型位錯).螺型位錯,柏氏矢量與位錯線相互平行.(依方向關系可分左螺和右螺型位錯).混合位錯,柏氏矢量與位錯線的夾角非0或90度.柏氏矢量守恒1同一位錯的柏氏矢量與柏氏回路的大小和走向無關.2位錯不可能終止于晶體的內部,只能到表面,晶界和其他位錯,在位錯網的交匯點, 11滑移運動--刃型位錯的滑移運動在晶體上施加一切應力,當應力足夠大時,有使晶體上部向有發生移動的趨勢.假如晶體中有一刃型位錯,顯然位錯在晶體中發生移動比整個晶體移動要容易.因此,①位錯的運動在外加切應力的作用下發生;②位錯移動的方向和位錯線垂直;③運動位錯掃過的區域晶體的兩部分發生了柏氏矢量大小的相對運動(滑移);④位錯移出晶體表面將在晶體的表面上產生柏氏矢量大小的臺階.螺型位錯的滑移在晶體上施加一切應力,當應力足夠大時,有使晶體的左右部分發生上下移動的趨勢.假如晶體中有一螺型位錯,顯然位錯在晶體中向后發生移動,移動過的區間右邊晶體向下移動一柏氏矢量.因此,①螺位錯也是在外加切應力的作用下發生運動;②位錯移動的方向總是和位錯線垂直;③運動位錯掃過的區域晶體的兩部分發生了柏氏矢量大小的相對運動(滑移);④位錯移過部分在表面留下部分臺階,全部移出晶體的表面上產生柏氏矢量大小的完整臺階.這四點同刃型位錯.刃,螺型位錯滑移的比較.1因為位錯線和柏氏矢量平行,所以螺型位錯可以有多個滑移面,螺型位錯無論在那個方向移動都是滑移2晶體兩部分的相對移動量決定于柏氏矢量的大小和方向,與位錯線的移動方向無關.12刃位錯的攀移運動:刃型位錯在垂直于滑移面方向上的運動.刃位錯發生攀移運動時相當于半原子面的伸長或縮短,通常把半原子面縮短稱為正攀移,反之為負攀移.滑移時不涉及單個原子遷移,即擴散.刃型位錯發生正攀移將有原子多余,大部分是由于晶體中空位運動到位錯線上的結果,從而會造成空位的消失;而負攀移則需要外來原子,無外來原子將在晶體中產生新的空位.空位的遷移速度隨溫度的升高而加快,因此刃型位錯的攀移一般發生在溫度較高時;另外,溫度的變化將引起晶體的平衡空位濃度的變化,這種空位的變化往往和刃位錯的攀移相關.切應力對刃位錯的攀移是無效的,正應力的存在有助于攀移(壓應力有助正攀移,拉應力有助負攀移),但對攀移的總體作用甚小.13位錯點缺陷交互.晶體內同時含由位錯和點缺陷時(特別時溶入的異類原子),它們會發生交互作用異類原子在刃位錯處會聚集,如小原子到多出半原子面處,大原子到少半原子面處,而異類原子則溶在位錯的間隙處.空位會使刃位錯發生攀移運動.界面

14表面能的來源.材料表面的原子和內部原子所處的環境不同,內部在均勻的力場中,能量較低,而表面的原子有一個方向沒有原子結合,處在與內部相比較高的能量水平.另一種設想為一完整的晶體,按某晶面為界切開成兩半,形成兩個表面,切開時為破壞原有的結合鍵單位面積所吸收的能量.由于不同的晶面原子的排列方式不同,切開破壞的化學鍵的量也不同,故用不同的晶面作表面對應的表面能也不相同,一般以原子的排列面密度愈高,對應的表面能較小

15表面能與晶體形狀之間的關系.在晶體形成的過程中,為了使系統的自由能最低,盡量降低表面的總能量,即ΣσA最小.一方面盡量讓σ最小的晶面為表面,當然也可能是表面能略高但能明顯減小表面積的晶面為表面.如fcc結構的晶體自由生長就為14面體 粗糙表面與平滑表面晶體的表面在宏觀為一能量較低的平面,但表面原子的缺陷,局部表面原子缺少或有多余原子,以表面存在的陣點數與實有原子數的比x來表示,這些缺陷的存在可提高表面的熵,是必然存在的.每種材料有特定的x值下表面能最低,其中x=0.5的表面穩定的稱為粗糙表面,大多數的金屬材料是屬于粗糙表面;x值僅在0或1附近穩定的稱為平滑表面,大多是非金屬材料.17晶界與雜質原子的相互作用.少量雜質或合金元素在晶體內部的分布也是不均勻的,它們常偏聚于晶界,稱這種現象為晶界內吸附.產生的原因可參見位錯與點缺陷的作用,一般雜質原子與晶體的尺寸或性質差別愈大,這種偏聚愈嚴重.雜質原子在晶界的偏聚對晶體的某些性能產生重要的影響，18相界面.兩種不同相的分界面.液體的表面是液相和氣相的分界面;晶體的表面是晶體和氣相(或液相)的分界面;兩個不同的固相之間的分界面也是相界面,在我們的課程中主要是指后者.相界面的特性:相界面的結構和晶界有一定的共性,也有一些明顯的差別.非共格界面類似大角度晶界,而完全的共格是困難的,共格面兩邊微少的差別可以用晶格的畸變來調整,界面兩邊差別不十分大時,將可以補充一定的位錯來協調,組成半共格界面.無論那種情況,界面都存在自己的界面能,都將對材料的結構形貌帶來明顯的影響.第三章 相

固溶體分類位置分置換固溶體.溶質原子取代了部分溶劑晶格中某些節點上的溶劑原子而形成的固溶體.間隙固溶體.溶質原子嵌入溶劑晶格的空隙中,不占據晶格結點位置 固溶體分類溶解度無限溶解固溶體.溶質可以任意比例溶入溶劑晶格中.這是把含量較高的組元稱為溶劑,含量較少的組元稱為溶質.有限溶解固溶體.溶質原子在固溶體中的濃度有一定限度,超過這個限度就會有其它相(另一種固溶體或化合物)的形成.間隙固溶體都是有限溶解固溶體.通常是過渡族金屬為溶劑,小尺寸的C,N,H,O,B等元素為溶質.4影響固溶體溶解度的因素在一定條件下,溶質元素在固溶體中的極限濃度叫該元素在固溶體中的溶解度.影響溶解度的因素很多,目前還在研究中,現在公認的有1尺寸因素.在置換固溶體中,溶質原子的尺寸和溶劑相近,溶解度也愈大,Δr小于15%時才有利于形成置換固溶體,要能達到無限互溶,Δr的值還要小一些.間隙固溶體的形成的基本條件D質/D劑<0.59.在間隙固溶體中,顯然D質/D劑愈小,即溶質原子的尺寸愈小,溶解度也大.間隙固溶體只能有限溶解2．晶體結構因素.組元間晶體結構相同時,固溶度一般都較大,而且才有可能形成無限固溶體.若組元間的晶體結構不同,便只能生成有限固溶體3電負性差.電負性為這些元素的原子自其它原子奪取電子而變為負離子的能力.反映兩元素的化學性能差別.兩元素間電負性差越小,則越容易形成固溶體,且所形成的固溶體的溶解度也就越大;隨兩元素間電負性差增大,溶解度減小,當其差別很大時,往往形成較穩定的化合物4電子濃度.在金屬材料(合金)中,價電子數目(e)與原子數目(a)之比稱為電子濃度.由于溶質和溶劑的價電子數可能不同,電子濃度

e/a = VA(1-x)+ VBx.其中x為溶質的原子百分比濃度(摩爾分數),VA,VB分別為溶劑和溶質的價電子數.一方面,溶質和溶劑的價電子數目相差大,它們的電負性的差別也大,溶解度會下降.另一方面,當 e/a 為某些特定值時形成一新的晶體結構,因此它們的溶解度也就受到相應的限制.5固溶體的性能特點.1由于固溶體的晶體結構與溶劑相同,固溶體的性能基本上與原溶劑的性能相近,即固溶體的性能主要決定于溶劑的性能,或在溶劑性能基礎上發生一些改變2固溶體的性能與原溶劑性能的差別,或稱性能變化的大小,隨著溶質的濃度的增加而加大3以金屬元素為溶劑的固溶體,隨著溶質的溶入,強度將提高,稱為固溶強化,溶質的溶入可造成晶格畸變,材料的塑性變形的阻力加大,塑性略有下降,但不明顯.是有效提高金屬材料力學性能的途徑之一 6金屬化合物類型.1.正常價化合物兩組元服從原子價規律而生成的正常化學中所稱的化合物.通常是金屬元素與非金屬元素組成,組元間電負性差起主要作用,兩組元間電負性差較大,它們符合一般化合物的原子價規律.例如MnS,Al2O3,TiN,ZrO2等,其結合鍵為離子鍵;也有的是共價鍵,如SiC;少數也有以金屬鍵結合,如Mg2Pb2電子化合物這類化合物大多是以第Ⅰ族或過渡族金屬元素與第Ⅱ至第Ⅴ族金屬元素結合而成.它們也可以用分子式表示,但大多不符合正常化學價規律.當 e/a 為某些特定值時形成一新的晶體結構,并且電子濃度不同,其對應的晶體結構的類型也就不同.常見的電子濃度值有21/14,21/13,21/12.由于這類中間相與電子濃度有關,所以就稱為電子化合物,主要出現在金屬材料中,它們的結合鍵為金屬鍵.一些常見的電子化合物可參看教材.例如Cu31Sn8,電子濃度21/13,具有復雜立方晶格3.間隙化合物.主要受組元的原子尺寸因素控制,通常是由過渡族金屬原子與原子半徑小于0.1nm的非金屬元素碳,氮,氫,氧,硼所組成.由于非金屬元素(X)與金屬元素(M)原子半徑比不同,結構也有所不同.當rX/rM<0.59時,形成具有簡單晶體結構的化合物,如fcc,bcc,cph或簡單立方,通常稱它們為間隙相,相應的分子式也較簡單,如M4X,M2X,MX,MX2.當rX/rM>0.59時,形成的化合物的晶體結構也較復雜,通常稱它們為間隙化合物,相應的分子式也較復雜,如鋼中常見的Fe3C,Cr7C3,Cr23C6等.7金屬化合物的性能特點.大多數化合物,特別是正常價化合物,熔點都較高(結合鍵強的表現之一),力學性能表現為硬而脆.單一由化合物在金屬材料中比較少見,而陶瓷材料則是以化合物為主體.少量硬度高的質點加入到塑性材料中,將明顯提高材料的強度,即第二相強化機制.另一方面,化合物往往由特殊的物理,化學(電,磁,光,聲等)性能,從而在功能材料中的應用得到迅速發展.相圖熱力學

8克勞修斯-克萊普隆方程.設在一定溫度和壓力下,某物質處于兩相平衡狀態,若溫度改變為dT,壓力相應的改變dp之后,兩相仍呈平衡狀態.根據等溫定壓下的平衡條件△G=0,考慮1mol物質吉布斯自由能變化,由于平衡狀態△G=G2-G1=0即d G2=d G1按d G=-SdT+Vdp因為過程是在恒溫恒壓的條件下進行的即為克勞修斯-克萊普隆方程,適應于任何物質的兩相平衡體系.9公切線法則-兩相平衡.在二元的情況,溫度一定時,若AB組元可能形成αβ兩種相,其自由能與成分的關系曲線.合金成分為X時: 以單一的α相存在,自由能在1點;以單一的β相存在,自由能在2點;作GαGβ的公切線,切點分別為P,Q,延長交坐標軸為a,b.a點為組元A在α和β的化學位b點為組元B在α和β的化學位,顯然二者相等,所以P點的α相成分為x1;Q點的β相成分為x2;它們是平衡相.兩相的數量滿足杠桿定律,以這兩相混合的自由能在M點.這時的自由能最低,它們才是這個溫度下的平衡相.注意平衡相是以共切點的成分來分配,如果連接兩曲線的最低點,以這樣的成分的兩相混合,盡管每一相的自由能比切點低,但數量按杠桿定律分配后的混合自由能在3點,依然高于M點 結論:二元合金兩相平衡的條件是能夠作出這兩相自由能曲線的工切線.公切線在兩條曲線上的切點的成分坐標值便是這兩個相在給定溫度下的平衡成分.推論三個溶體平衡共存的條件是在給定的溫度下,公切線能同時切過三條自由能曲線.或曰這三個溶體的自由能曲線有公切線.這三個切點的成分坐標

值便是這三個相在給定溫度下的平衡成分.10相律—相律是描述系統的組元數,相數和自由度間關系的法則.相律有多種,其中最基本的是吉布斯相律,其通式f=C-P+2式中,C為系統的組元數,P為平衡共存的相的數目.自由度f不能為負值.對于恒壓條件:f = c – p + 1.系統中有p相,c個組元,則成分引起的變數p(c-1)個.系統總的變數為p(c-1)+1.在多相平衡時,任一組元在各相間的化學位相等, 每個組元可寫出個p-1等式,平衡條件總數為c(p-1)

11幾種二元相圖.勻晶相圖.兩組元在液態和固態都能無限互溶.如Cu—Ni,Ag—Au形成二元合金對應的相圖就是二元勻晶相圖.相圖的構成:由兩條曲線將相圖分為三個區.左右兩端點分別為組元的熔點.上面的一條曲線稱為液相線,液相線之上為液相的單相區,常用L表示;下面的一條曲線稱為固相線,固相線之下為固溶體的單相區,常用α表示;兩條曲線之間是雙相區,標記L+α表示.二元共晶相圖.兩組元在液態下無限互溶,固態下有限溶解,一組元溶入另一組元中時都使凝固溫度下降,并發生共晶轉變.如Pb—Sn,Ag—Cu等形成二元合金對應的相圖就是二元勻晶相圖.相圖的構成:tAE和tBE為兩液相線,與其對應的tAC和tBD為兩固相線;CG和DH固溶體α,β的溶解度隨溫度變化線;CED為水平共晶線.將相圖分成三個單相區 L,α,β;三個雙相區L＋α,L＋β,α＋β和 一個三相區L＋α＋β,即CED為共晶線.二元包晶相圖.兩組元在液態下無限互溶,固態下有限溶解,并且發生包晶轉變.相圖的構成:ac和bc為兩液相線,與其對應的ad和bp為兩固相線;df和pg固溶體α,β的溶解度隨溫度變化線;dpc為包晶轉變線.它們分隔相圖為三個單相區L,α,β;三個雙相區L＋α,L＋β,α＋β;一個三相區 L＋α＋β,即水平線dpc為包晶線.第四章單組元材料的結晶

1凝固狀態的影響因素1物質的本質.原子以那種方式結合使系統吉布斯自由能更低.溫度高時原子活動能力強排列紊亂能量低,而低溫下按特定方式排列結合能高可降低其總能量.這是熱力學的基本原則2熔融液體的粘度:粘度表征流體中發生相對運動的阻力,隨溫度降低,粘度不斷增加,在到達結晶轉變溫度前,粘度增加到能阻止在重力作用物質發生流動時,即可以保持固定的形狀,這時物質已經凝固,不能發生結晶.例如玻璃,高分子材料3熔融液體的冷卻速度:冷卻速度快,到達結晶溫度原子來不及重新排列就降到更低溫度,最終到室溫時難以重組合成晶體,可以將無規則排列固定下來.金屬材料需要達到106℃/s才能獲得非晶態.2結晶的熱力學條件.結晶過程不是在任何情況下都能自動發生.自然界的一切自發轉變過程總是向著自由能降低的方向進行.因為液體的熵值恒大于固體的熵,所以液體的曲線下降的趨勢更陡,兩曲線相交處的溫度Tm,當溫度T= Tm時,液相和固相的自由能相等,處于平衡共存,所以稱Tm為臨界點,也就是理論凝固溫度.當T< Tm時,從液體向固體的轉變使吉布斯自由能下降,是自發過程,發生結晶過程;反之,當T> Tm時,從固體向液體的轉變使吉布斯自由能下降,是自發過程,發生熔化過程.所以結晶過程的熱力學條件就是溫度在理論熔點以下.3結晶過程.溫度變化規律:材料的熔體在熔點以上不斷散熱,溫度不斷下降,到理論結晶溫度并不是馬上變成固態的晶體,繼續降溫而出現過冷.過冷到某一程度開始結晶,放出結晶潛熱,可能會使其溫度回升.到略低于熔點的溫度時,放出的熱量和散熱可達到平衡,這時處于固定溫度,在冷卻曲線上出現平臺.結晶過程完成,沒有潛熱的補充,溫度將重新不斷下降,直到室溫.組織的變化在一定的過冷度下,液態的熔體內首先有細小的晶體生成,稱為形核.隨后已形成的晶核不斷的長大,同時在未轉變的液體中伴隨新的核心的形成.生長過程到相鄰的晶體互相接觸,直到液體全部轉變完畢.每個成長的晶體就是一個晶粒,它們的接觸分界面就形成晶界.4自發形核1能量變化.在一定的過冷度下,液體中若出現一固態的晶體,該區域的能量將發生變化,一方面一定體積的液體轉變為固體,體積自由能會下降,另一方面增加了液－固相界面,增加了表面自由能2臨界大小.在一定過冷度下,ΔGV為負值,而σ恒為正值.可見晶體總是希望有最大的體積和最小的界面積.設ΔGV和σ為常數,最有利的形狀為球.當細小晶體的半徑大于臨界尺寸,晶體長大時吉布斯自由能下降,這種可以長大的小晶體稱為晶核.如果它的半徑小于臨界尺寸,晶體長大時吉布斯自由能將上升,自發過程為不斷減小到消失3晶核的來源.熔體在熔點附近時,處在液態總體的排列是無序的,但局部的小區域并非靜止不動的,原子的運動可造成局部能量在不斷變化,其瞬間能量在平均值的上下波動,對應的原子排列在變化,小范圍可瞬間為接近晶體的排列,其范圍大小對應的能量于平均能量之差ΔG小于臨界尺寸的(晶胚)下一步減小到消失,大于臨界尺寸的可能不斷長大,晶核.等于臨界尺寸大小的晶核高出平均能量的那部分稱為“形核功”.過冷度愈小,固—液自由能差也小,臨界尺寸大,形核功也高,出現的幾率也小.太小的過冷度在有限的時空范圍內不能形核 5非自發形核.如果形核不是在液體內部,如附著在某些已存在的固體(液體中存在的未熔高熔點雜質),例如在固體上形成球冠形,這時可以利用附著區原液體和雜質的界面能,特別是核心和雜質間可能有小的界面能.這種依附在某些已有的固體上形核稱之為

6晶核的長大一長大條件.從熱力學分析可知,要使系統的自由能下降,在液—固界面附近的部分液體轉變為固體,依然要求在界面附近要存在過冷度,前面冷卻曲線上平臺和理論結晶溫度之差就是長大所要求的過冷度,也稱為“動態過冷度”.金屬材料的動態過冷度很小,僅0.01—0.05℃,而非金屬材料的動態過冷度就大得多.若液—固界面處于平衡,則界面的溫度應該為理論結晶溫度.二長大速度.凝固過程中,晶體在不斷長大,界面在單位時間向前推移的垂直距離稱為長大線速度三正溫度梯度下晶體的長大.正溫度梯度是指液—固界面前沿的液體溫度隨到界面的距離的增加而升高,這時結晶過程的潛熱只能通過已凝固的固體向外散失.平衡時界面的溫度為理論結晶溫度,液體的溫度高于理論結晶溫度.當通過已凝固的固體散失熱量時,達到動態過冷的部分液體轉變為固體,界面向前推移,到達理論結晶溫度處,生長過程將停止.所以這時界面的形狀決定于散熱,實際上為理論結晶溫度的等溫面.在小的區域內界面為平面,局部的不平衡帶來的小凸起因前沿的溫度較高而放慢生長速度,因此可理解為齊步走,稱為平面推進方式生長.四負溫度梯度下晶體的長大.負溫度梯度是指液—固界面前沿的液體溫度隨到界面的距離的增加而降低,這時結晶過程的潛熱不僅可通過已凝固的固體向外散失,而且還可向低溫的液體中傳遞.在小的區域內若為平面,局部的不平衡可帶來某些小凸起,因前沿的溫度較低而有利生長,因而凸起的生長速度將大于平均速度,凸起迅速向前發展,可理解賽跑的競爭機制,在凸起上可能再有凸起,如此發展而表現為數枝晶的方式長大.枝晶間的空隙最后填充,依然得到完整的晶體.7樹枝晶的生長按樹枝方式生長的晶體稱為樹枝晶,先凝固的稱為主干,隨后是分支,再分支.①純凈的材料結晶完畢見不到樹枝晶,但凝固過程中一般體積收縮,樹枝之間若得不到充分的液體補充,樹枝晶可保留下來②生長中晶體分支受液體流動,溫差,重力等影響,同方向的分支可能出現小的角度差,互相結合時會留下位錯③材料中含有雜質,在結晶時固體中的雜質比液體少,最后不同層次的分枝雜質含量不相同,其組織中可見樹枝晶 8非金屬晶體的長大正溫度梯度下,等溫面和有利的晶體表面不相同時,界面會分解為臺階形.在表面的臺階處有利晶體的生長,這時原子從液體轉移到固體中增加的表面積較小,臺階填充完后在表面生長也需要一定的臨界尺寸,表現為非金屬生長的動態過冷度比金屬大,其中特別是螺位錯造成的表面臺階對生長有利,并且是永遠填不滿的臺階.9界面結構對晶體生長影響-受界面能和表明熵的影響,液－固界面的微觀結構有兩中類型:平滑型(晶面型)界面上原子排列平整,通常為晶體的某一特定晶面,界面上缺位或單貼原子較少.粗糙型(非晶面型)界面上缺位或單貼原子較多,粗糙不平,不顯示任何晶面特征.大多金屬材料時如此.粗糙界面生長時向各個方向無區別.對于平滑界面能低的晶面與等溫面不重和,原子將在臺階面處生長.（無臺階時,少量的原子很難吸附在光滑平面上,需要一批原子<二維晶核>,所需的動態過冷度較大.最終的形狀與晶體的各向異性相關,對應獨特的外形

10鑄件晶粒大小的控制從液體凝固后,每個晶核生長成一個晶粒,晶核多晶粒的尺寸自然就小.凝固理論分析表明晶粒尺寸決定于N/G,即形核率高晶粒細小,而長大速度快,晶粒尺寸增大.控制原理與方法:生產過程通常希望材料得到細小的尺寸,為此控制晶粒尺寸的方法有:第一,降低澆注溫度和加快冷卻速度,如金屬模,或加快散熱,盡管形核率和長大速度都提高,但形核率的提高快得多,所得到的晶粒將細化,可是快冷卻速度會增加零件的內應力有時甚至可能造成開裂,有時因生產環境和零件尺寸達不到快速冷卻.第二,加變質劑即人為加入幫助形核的其它高熔點細粉末,如在銅中加少量鐵粉或鋁中加Al2O3粉等,以非均勻方式形核并阻礙長大.第三,鑄件凝固中用機械或超聲波震動等也可細化晶粒尺寸.若希望晶粒粗大,如用于高溫的材料,對這些因素進行相反的操作.11凝固體的結構--表層等軸細晶區.晶粒細小,取向隨機,尺寸等軸,因為澆鑄時錠模溫度低,大的過冷度加上模壁和涂料幫助形核,大的形核率使與錠模接觸的表層得到等軸細晶區.柱狀晶區.隨模具溫度的升高,只能隨錠模的散熱而降低溫度,形核困難,只有表層晶粒向內生長,不同晶向的生長速度不一樣,那些較生長有利的部分晶粒同時向內長大,掩蓋了大量的晶粒,形成了較粗且方向基本相同的長形晶粒區.中心等軸晶區.凝固的進行后期,四周散熱和液體的對流,中心的溫度達到均勻,降到凝固點以下后,表層晶粒的沉降,生長中碎斷晶枝的沖入可作為核心,且可向四周均勻生長,形成等軸晶.晶核數量的有限,該區間的晶粒通常較粗大.12鑄錠中的組織缺陷--縮孔大多材料凝固后體積收縮,留下的空腔就形成縮孔,縮孔是不可避免的,減少危害措施可后加液體補縮減小縮孔,讓縮孔在不使用部位,如鑄錠或鑄件的冒口,凝固后切去來保證使用部位無縮孔疏松實際為微小分散的收縮孔,樹枝間或晶粒間收縮孔被凝固的固體封閉而得不到液體補充而留下得缺陷.中部比邊緣多,尺寸大的鑄件比小尺寸鑄件嚴重.型材的軋制可減小或消除其不利的影響.氣孔液體中的氣體在凝固中未排出在凝固體內形成的缺陷.氣體的來源析出型(氣體在液,固中的溶解度不同)和反應型(凝固過程中發生的化學反應生成).夾雜物與基體要求成分和組織都不相同多余顆粒,外來夾雜物有澆鑄中沖入的其它固體物,如耐火材料,破碎鑄模物等.成分偏析在多組元材料中,不同位置材料的成分不均勻叫做偏析.按其區域分為宏觀偏析(不同區域的成分不同)和微觀偏析(各區域平均成分相同,在微觀位置如一個晶粒的內部或更小的范圍看成分有差別).13單晶的制備.盡管在工程材料中應用的絕大多數是細晶粒多晶體材料,在高溫應用一些粗晶粒的材料,但在一些專門的場合,如電子工業或科學研究中也經常需要單晶體材料.根據凝固理論,要想得到單晶體,在凝固的過程中只有晶體長大而不能有新的晶核形成,采取的措施就是:熔體的純度非常高,防止非均勻形核;1液體的溫度控制在精確的范圍內,過冷度很小,可以生長但不足以發生自發形核2引入一個晶體(晶種),僅讓這個晶體在此環境中長大.4體心立方晶系比表面能.答采用“近鄰斷鍵模型”來計算固體晶體的表面能,兩點假設1每個原子只與其最近鄰的原子成鍵（最近鄰原子數即為該晶體結構的配位數）,并且只考慮最近鄰原子間的結合能;2原子間的結合能（-Ua）不隨溫度變化,對于具有任意晶體結構的固態晶體,某一晶面{hkl}的表面能可以用下式計算：γS{hkl} = N{hkl}Z(Ua /2)式中,N{hkl}為{hkl}晶面單位面積的原子數,Z為晶體沿{hkl}晶面斷開形成新表面時{hkl}晶面上每個原子需要斷裂的鍵數

第五章合金的凝固與結晶

勻晶2固溶體非平衡冷卻.過程從固溶體的凝固特征可知,在晶體長大過程中,組元元素在析出的固相中不斷的發生遷移.但原子在固體中的遷移相對結晶過程是較慢的,完全達到平衡凝固是需要相當長的時間,一般的冷卻凝固達不到平衡狀態.在冷卻速度較快時的凝固是非平衡凝固,從相圖中可見,在略低于開始凝固溫度t 1下開始析出的固體的成分為α1,到t 2溫度晶體表面生長的成分可為α2,由于擴散速度跟不上來,心部的成分來不及達到和表面一樣就冷卻到下一溫度t

3,因此析出的固體的成分表里不一,平均成分也偏離了固相線.到達平衡和固相線交點的溫度t f時還有液相存在,繼續冷卻到一更低的溫度,固體的平均成分回到合金成分時液體消失,凝固過程才結束.特點:①凝固過程中,液,固兩相的成分偏離液,固相線;②凝固過程進行到一更低的溫度才能完成;③生成固體的成分是不均勻的.隨著冷卻速度的加大,這些差別特點表現的愈明顯.結果:生成固體的成分不均勻叫偏析,快速冷卻時在一個晶粒內部先后結晶的成分有差別,所以稱為晶內偏析,金屬的晶體往往以樹枝晶方式生長,偏析的分布表現為不同層次的枝晶成分有差別,因此這種偏析又稱枝晶偏析.晶內偏析的程度決定于:相圖中液—固相線相距愈遠,組元元素原子的遷移能力愈低(擴散系數小),冷卻速度愈大,造成的晶內偏析將愈嚴重.消除偏析的方法:前兩條原因是不可更改的,但并不是采用慢速冷卻,因為慢速冷卻會使晶粒變大,最高和最低成分之間的距離加大消除更困難,而是快速冷卻,細化晶粒,會帶來晶內的偏析,即宏觀均勻而微觀有大的差別,凝固后重新加熱到略低于熔點溫度,進行一段時間的保溫,讓原子在這時進行擴散遷移,達到均勻,這種方法稱為均勻化退火.3成分過冷.在正溫度梯度下,純金屬的生長方式為平面推進,而固溶體凝固時,卻有樹枝狀生長和胞狀生長存在,這是由于凝固過程中,成分是在不斷變化,液體和固體的成分均不能達到平衡狀態,產生了成分過冷現象.現象在相圖中,成分為C0的合金凝固時,開始析出的固相為k0C0,多余的B組元排放到液體

中,在界面處B組元的濃度高于平均值,逐漸向液體中擴散.在液體未達到均勻時,結晶繼續進行,新析出的固體成分中B的量也隨著上升,同時液體中界面處B濃度上升到更高的水平,擴散的速度因濃度差的提高而加快.遠處液體的成分依然為C0,到B組元的擴散量和固體排放平衡時,析出固體的成分也為C0,這時的成分分布如圖b所示.對照相圖,液體的開始凝固溫度隨著液體的成分變化而變化,圖c給出其分布曲線TL(x),如果G2為實際溫度,對比可以看出在界面前沿的液體中的一小區域內,盡管溫度比界面處高,卻存在一定的過冷度,這種由成分的不均勻而產生的過冷度稱為‘成分過冷’.固溶體凝固過程中,由于析出的固體的成分和原液體有一定的差別,排放到液體中的某些組元來不及均勻,這種因成分偏差對應的凝固溫度也不同而造成的附加過冷度稱為成分過冷.成分過冷對凝固過程的影響.不同的固溶體對應的相圖形式不同,不同組元的擴散能力各自不同,加上凝固過程的實際溫度分布也不相同,成分過冷的影響也必然存在差別,凝固后的組織也各不相同.1實際溫度梯度較大,在凝固過程中不出現成分過冷現象2成分過冷區較小,界面處的不平衡生長的凸起始終處在領先的狀態,但這個凸起既不會消失,也不能發展到成分過冷區外,凸起和底部的微小成分有一定差別而發展成胞狀組織3中區域的成分過冷可能生成胞狀到樹枝晶的各種過渡組織4成分過冷區較大,凸起發展較長,在凸起上再生新的凸起,就可生成樹枝晶5如果成分過冷區域特別大,得到的成分過冷度也十分大,若達到形核要求的過冷度時,在成分過冷區可能形成新的晶核,新晶核的生長阻礙原晶粒生長,對柱狀晶的發展產生隔斷作用.共晶4二元勻晶相圖.兩組元在液態下無限互溶,固態下有限溶解,一組元溶入另一組元中時都使凝固溫度下降,并發生共晶轉變.如Pb—Sn,Ag—Cu等形成二元合金對應的相圖就是.過程.在TE溫度以上僅是液體的冷卻到達略低于TE的溫度,按L＋α相區分析應為從液體中析出C成分的α相,而按L＋β相區分析應從液體中析出D成分的β相.如果α

和β按一定的比例析出,最終液體的成分不變,兩固相不斷同時析出,即共同結晶,故稱為共晶轉變,直到液體完全消失,結晶過程完成,得到的是兩固相的混合物,稱為共晶體.在TE溫度以下僅是固體的冷卻

5形核特點.交替形核,在一定的過冷度下,盡管兩固相都可能從液體中形核,由于兩固溶體的成分結構的差別,總有一個固相先形核為領先相,設領先相為α,由于α富A組元,其生長時附近液體則富B組元,α的存在和液體中B的富集,β相將附著在α上形核并長大,同理在β相外將附著α的形核長大.此外也有人認為交替形核是以邊緣橋接生長方式來實現的.7生長特點共同生長.兩個相長大時都要排放相應的溶質組元,排出的溶質將阻礙自身的生長,但兩相同時生長時,一相排出的組元正是另一相生長所需要的,所以兩相的生長過程將互相促進,最后是兩相共同攜手長大.由于兩固相的成分是固定的,綜合成分應和液體的成分相同,它們的數量反映在二者的厚度相對比例上.8組織特點.當兩個固相都是金屬性較強相時,共晶體一般生長成層片狀.當兩相的相對數量比相差懸殊時,在界面能的作用下,數量較小的相將收縮為條,棒狀,更少時為纖維狀,甚至為點(球)狀.當有一相或兩相都具有較強的非金屬性時,它們表現出較強的各向異性,不同方向的生長速度不同,并且有特定的角度關系,同時生長過程要求的動態過冷度也有差異,往往有一個相在生長中起主導作用,決定了兩相的分布,共晶體的形態也具有獨特性,這時常見的形態有針狀,骨肋狀,蜘蛛網狀,螺旋狀等.9共晶合金非平衡凝固.1冷卻速度較快,共晶體的形成轉變進行較快,共晶體中兩相的層片間距變小(相對的比例仍舊不變);非共晶部分的轉變同固溶體的非平衡轉變.2偽共晶.在共晶點附近非共晶成分的合金在快速冷卻時,少量初生相的析出未進行就被冷卻到共晶溫度以下,直接發生共晶轉變,可以得到全部的共晶體組織,這種組織稱為偽共晶.它們的形貌和共晶體沒有明顯的差別,僅內部兩相的數量比有覺察不到差別3亞(過)

共晶成分的合金在快速冷卻時,由固溶體析出和偽共晶轉變綜合可知,①初晶的晶粒細化;②初生相內有晶內偏析(可能為枝晶偏析);③共晶體細化且多為偽共晶;④共晶體的數量多于平衡態4,出現非平衡共晶未到共晶平衡的合金,在冷卻到共晶溫度以下時,固溶體凝固未完成,余下的液體成分也到共晶成分附近,發生共晶轉變.這種本不應該有共晶體的材料因冷卻速度過快,發生非平衡轉變而生成的共晶體稱為非平衡共晶.非平衡共晶的數量隨冷卻速度的加快而增加,但總量較少,一般出現在幾個晶粒的交界處5離異共晶凝固形成的共晶體數量較少時,有時共晶體中的同初生相相同的一相依附在初生相上,另一相擠到初生相的晶界單獨存在,這種見不到共晶形貌的共晶體稱為離異共晶.它可發生在平衡凝固時,而非平衡共晶有時也以離異共晶的形式出現.二元包晶相圖

10形成過程:兩組元在液態下無限互溶,固態下有限溶解,并且發生包晶轉變.成分為P點合金的凝固.在液相區為液體的冷卻,進入兩相區,發生與固溶體凝固相同的凝固轉變,到達P點,液體的成分為C,固體的成分為D.從L+β相區可知也滿足液體和β相的平衡,與C成分液體平衡還有P成分的固體β相.β相的形核在α相晶體和液體的邊界處,由于β相的成分介于液體和α相之間,所以它是靠消耗部分已有的α相和部分液體來實現.β相的生長在液體和α相的交界面處最有利,沿邊界同時消耗液體和α相來長大,形成的β相包圍在α相外圍,將α相與液體分隔開,所以把這種轉變稱為包晶轉變.在略低于TP的溫度下,進一步的生長過程,伴隨A組元從α相穿過β相到達液體界面,液體轉變為β相,同時多余的B組元穿過β相到達α相界面,α相中B組元的減少使部分α相轉變為β相以保證α相要求的成分.即β相長大的過程是A組元穿過β相向液體處擴散,B組元穿過β相向α相處擴散,同時消耗液相和α相.11包晶非平衡轉變組織.包晶轉變過程伴隨組元在β相的固體中擴散遷移,因此包晶轉變進行的非常緩慢,達到上述情況是理想的平衡分析,實際冷卻很難實現.在一般的冷卻條件下,包晶轉變未結束,系統已經到TP以下的溫度,液體將將按L＋β兩相平衡規律直接凝固結晶.P點成分的合金一方面會有部分α相殘留,另一方面β相的成分偏離P點,以這種不平衡的組織保留下來.成分在DP之間的合金,由于包晶轉變的不充分,在α相的晶界處會有液體直接凝固生成的β相存在.成分在PC之間的合金,本來不應該有剩余的α相,由于包晶轉變的不充分,在β相的晶體內部將會有殘留的α相存在.12鐵碳合金相圖1純鐵,1394-1538為體心立方結構,稱為&-fe,912-1394為面心立方結構,稱為r-fe,912°以下為體心立方結構為&-fe它是鐵磁性的.純鐵的塑性韌性好,但強度硬度低,很少用作結構材料.由于純鐵具有高的磁導率,固可用于要求軟磁性的場合.2．fe3C稱為滲碳體,鐵與碳形成的間隙化合物,其w為6.69%屬正交晶系.理論上熔點為1227.在低溫時略有鐵磁性,在230°以上消失.由于其是介穩定化合物,當條件適當時,它分解出單質狀態的碳稱為石墨.3鐵碳合金相.碳溶于&-fe和&-fe中而形成的間隙固溶體稱為鐵素體,體心立方結構.碳溶于r-fe中而形成的間隙固溶體稱為奧氏體具有面心立方結構，馬氏體體心四方結構

131包晶轉變.在HJB水平線1495°發生包晶反應LB+&H=rJ即在1495度的恒溫下w為0.53%的液相與w為0.09%的&鐵素體發生反應,生成w為0.17%的奧氏體.2共晶反應.ECF線,1148°是共晶反應線.含碳量在E-F（w為2.11%-6.69%）之間的鐵碳合金均要發生共晶轉變Lc=（Re+Fe3C）轉變產物是奧氏體和滲碳體的機械混合物,稱為萊氏體.萊氏體中的滲碳體稱為共晶滲碳體3共析反應.在PSK（727°）發生共析轉變rs=&p+Fe3C共析轉變產物稱為珠光體P表示.從液相中經CD線析出的一次滲碳體Fe3C,奧氏體中將析出Fe3C,稱為二次滲碳體Fe3C,鐵素體從727°冷卻也將析出滲碳體,稱為三次滲碳體.14鑄鐵.按有無共晶反應將其分為碳鋼和鑄

鐵兩大類,即w大于2.11%為鑄鐵;w小于2.11%為碳鋼.按Fe-Fe3C系結晶的鑄鐵,因其斷口呈白亮色稱白口鑄鐵.含石墨組織的Fe-C合金稱灰口

15合金的平衡冷卻凝固過程.合金O自液態冷卻下來,開始是液體的降溫,直到液相面的溫度tS,溫度再下降時,液態具有一定的過冷度,開始凝固,形核長大析出的固體α,在這溫度下可達到液－固平衡,平衡時液體的成分在液相面上某一點,固相成分也應在固相面上的某一點.溫度不斷下降,液體的數量在逐漸減少,固體的數量不斷增加,液體的成分變化一直在液相面上,而固體的成分變化在固相面上.到達和固相面交點溫度tf時,液體全部消失,得到成分為O的均勻固溶體.隨后溫度下降僅是固體的冷卻降溫,組織不發生變化.整個結晶在一溫度范圍內完成,由于有結晶潛熱的放出,在冷卻曲線上凝固時下降平緩,曲線在凝固開始和結束處有明顯的轉折.如果不過分考究轉變過程的內涵,三元勻晶反應的過程與二勻晶反應基本相同.都是進行選分結晶,在平衡緩慢冷卻過程中,都可得到成分均勻的固溶體.如果在非平衡冷卻過程,同樣會出現晶內偏析,若晶體以樹枝晶方式長大,便得到枝晶偏析組織.在結晶過程中,也存在成分過冷的影響.第六章擴散與固態相變

1菲克第一定律.菲克第一定律適用于穩態擴散,即在擴散的過程中各處的濃度不因為擴散過程的發生而隨時間的變化而改變,也就是 dc/dt = 0.J為單位時間通過垂直于擴散方向的單位面積的擴散物質的通量dc/dx為溶質原子的濃度梯度.負號表示物質總是從濃度高處向濃度低的方向遷移;比例常數D稱為擴散系數.2菲克第二定律.在一維狀態下非穩態擴散的微分方程,即為菲克第二定律的數學表達式,又稱為擴散第二方程.方程可寫成

3,間隙擴散機制.擴散機制:溶質原子存在晶格的間隙中,如Fe中的C,N,H等元素,擴散過程是間隙原子從所處在的間隙,擠過晶格原子的空隙,到達相鄰的另一個間隙溶質原子從一個間隙到另一個間隙的過程,在間隙中的平衡位置的能量為G1,從晶格原子中擠過去,最高能量達到G2,存在能壘ΔG=G2-G1 4空位擴散機制.在置換固溶體中,由于晶格中存在空位,空位周圍的原子(包括溶劑和溶質原子)由熱運動可能進入空位,即原子利用空位最后達到遷移,當存在濃度梯度(化學位梯度)時,溶質原子 就會發生定向的擴散遷移,這是置換原子擴散的主要方式.擴散進行有兩個要求條件,一是有空位存在,二是空位周圍的原子從原來的平衡位置進入空位也要一定的激活能.5菲克定律局限性.其結論是擴散中物質的流動是從濃度高處流向濃度低處,如果濃度梯度消失(dC/dx=0),各處的濃度相等,就不應該再出現物質的傳輸,在一般的情況下可以解釋許多現象.在固體材料中,還有些現象與此相矛盾,物質的遷移(擴散)會出現從低濃度向高濃度處聚集,例如過飽和固溶體的脫溶,從中析出第二相,此外固體電解質中的帶電離子在電場或磁場的作用下,發生的擴散遷移也不一定是從高濃度處流向低濃度處,這種反向的擴散稱為“上坡擴散”

6影響擴散系數的因素1溫度.無論是間隙機制,還是空位機制,都遵循熱激活規律,溫度提高,能超過能壘的幾率越大,同時晶體的平衡空位濃度也越高,這些都是提高擴散系數的原因.擴散系數與溫度T 成指數關系,在以下

因素中這個影響最為明顯.2材料的成分.原子之間的結合鍵力越強,通常對應材料的熔點也越高,激活能較大,擴散系數較小.材料的成分不同,即組成材料的元素和比例不同,不同原子之間結合鍵能不一樣,成分的變化也影響不同類型結合鍵的相對數量,所以材料的成分變化帶來的影響有:組元特性,組元濃度,第三組元的影響3晶體結構1原子排列越緊密,晶體結構的致密度越高,激活能較大,擴散系數較小.2晶體結構的對稱性差的材料中,不同方向上擴散系數的差別也大,常見金屬材料的晶體結構較簡單,各方向的差別大多都不明顯3晶體缺陷.點缺陷:主要影響擴散的空位濃度.線缺陷:線缺陷主要形式是位錯,位錯線附近的溶質原子的濃度高于平均值;原子在位錯中沿位錯線的管道擴散比晶體中的擴散快.3面缺陷:本身所處于較高的能力狀態,相應擴散激活能也就較低.4其他因素.1．彈性應力場

可以加速尺寸大的原子向拉應力大處擴散,同樣加速尺寸小的原子向壓應力大處擴散,這種擴散可以松弛應力,但也能把原來的彈性應變部分的轉化為不可恢復的永久變形(塑性變形),這種在應力作用下的擴散過程也是材料以蠕變方式發生塑性變形的基本機制2．其他任何對粒子運動的力也都可能影響擴散,如電磁場對帶電粒子的擴散.7反應擴散的主要特征1在一定的溫度下,擴散過程進行中,成分從高到低逐漸變化,但二元合金中不會形成兩相混合區2．在單相區為常數,擴散過程進行,需存在濃度梯度,物質從高處流向低處3在一定的溫度下,隨著時間的增加,發生反應擴散時,轉折點的濃度不發生變化,而是新相的深度不斷增加4單獨依靠擴散從固體中析出另一新相，8反應擴散實例.利用我們大家熟悉的Fe－C相圖,將純鐵置于850℃滲碳,氣氛能使表明達到的最高溶解的碳量為CS,因為再高將形成碳化物.表面為CS的固溶體為γ相,從表面向內,碳的含量逐漸減少,直到碳含量為C2處;心部為純鐵在850℃下依然為α相,從心部向外,碳的含量逐漸提高,表面達到C1處.從相圖可知它們到達互相平衡,這里形成兩相的分界面,碳的含量就出現了一突變.隨時間的加長,在γ相存在碳的濃度梯度,碳不斷向內擴散,在α－γ相界面碳多余進入到α相,平衡破壞,部分的α得到碳轉變生成γ相,因此在相界面兩邊的成分依然為C2和C1不變,而是相界面向內遷移,即γ相在不斷生長.可見在二元合金的在一定溫下進行擴散過程中,不會出現兩相區

8二元合金擴散不形成兩相混合區.一.1在一定的溫度下相律f = c – p.2擴散過程進行中,系統沒有達到平衡,f > 0.3 C = 2,p < 2 即存在相數 p = 1.二.擴散能夠不斷向內進行,材料內存在連續分布的化學位梯度,如果出現兩相平衡,則此區域內的化學位梯度為０,擴散就不能進行,這將與事實相矛盾 9固態相變的特點.⑴相界面:根據界面上新舊兩相原子在晶體學上匹配程度的不同,可分為共格界面,半共格界面和非共格界面⑵位向關系與慣習面:在許多情況下,金屬固態相變時新相與母相之間往往存在一定的位向關系,而且新相往往在母相一定的晶面上開始形成,這個晶面稱為慣習面通常以母相的晶面指數來表示⑶彈性應變能:金屬固態相變時,因新相和母相的比容不同可能發生體積變化.但由于受到周圍母相的約束,新相不能自由膨脹,因此新相與其周圍母相之間必將產生彈性應變和應力,使系統額為地增加了一項彈性應變能⑷過渡相的形成:當穩定的新相與母相的晶體結構差異較大時,母相往往不直接轉變為自由能最低的穩定新相,而是先形成晶體結構或成分與母相比較接近,自由能比母相稍低些的亞穩定的過渡相⑸晶體缺陷的影響:固態晶體中存在著晶界,亞晶界,空位及位錯等各種晶體缺陷,在其周圍點陣發生畸變,儲存有畸變能.一般地說,金屬固態相變時新相晶核總是優先在晶體缺陷處形成⑹原子的擴散由于新相和母相的成分不同,金屬固態相變必須通過某些組織的擴散才行

10相變按熱力學分類;一級相變:當T或P發生變化(偏離臨界點),平衡就被破壞,體系的熵S和體積V會改變,向吉布斯自由能低的方向發展,就有一相減少而另一相增加,這時發生的相變稱為一級相變.所以一級相變過程會伴隨潛熱的釋放(或吸收)和體積

改變的發生.過去相圖中介紹的合金凝固過程是一級相變,熱處理中發生的固態相變也主要是一級相變.二級相變:在臨界點處,這時兩相的化學位,熵S和體積V相同,但等壓熱容量CP,等溫壓縮系數k,等壓熱膨脹系數α可能不相同.當T或P發生變化(偏離臨界點),平衡也被破壞,向吉布斯自由能低的方向發展,這時發生的相變稱為二級相變.所以二級相變過程中無潛熱和體積的改變,一般兩相的成分也相同(成分的變化一般會改變其熵).常見的二級相變有磁性轉變,有序－無序轉變,超導轉變等,大多伴隨材料某種物理性能的變化.原子運動分類,擴散型（非協同型）原子從母相以擴散方式向新相遷移.原子可以改變相鄰關系;轉變的速度由原子擴散遷移速度控制,在固態中進行較慢;轉變過程大多伴隨成分的改變(新舊相成分不相同);轉變產物無固定的形狀,決定于界面能,為減少界面面積,有可能是為球面.脫溶,共析,增幅分解屬于這種類型.協同型（非擴散型）在相變過程中沒有原子的擴散運動,相變前后沒有成分的變化,原子以切變的方式,即相對周圍原子發生有規律的少量的偏移,基本維持原來的相鄰關系,而發生晶體結構的改變,這就是協同型相變.新舊相成分相同,為減少原子偏移的距離,新相的取向與母相原來的取向有一定的延續關系;新舊相的界面有共格關系,轉變要求較大的驅動力來補償共格應變能;轉變速度快,大多不進行到底 12固態相變熱力學1相變驅動力.其指出一切系統都有降低自由能以達到穩定狀態的自發趨勢.若具備引起自由能降低的條件,系統將由高能到低能轉變轉變,稱為自發轉變.金屬固態相變就是自發轉變,則新相自由能必須低于舊相自由能.新舊兩相自由能差既為相變的驅動力,也就是所謂的相變熱力學條件2相變勢壘.要使系統有舊相轉變為新相除了驅動力外,還要克服相變勢壘.所謂相變勢壘是指相變時改組晶格所必須克服的原子間引力.金屬固態相變的熱力學作用:①為相變的發生提供動力2明確相變發生所要克服的勢壘,即激活能.13晶核長大條件和機制.條件:①要求具有合適的過冷度;②有合適的晶核表面結構.長大機制:如果新相晶核與母相之間存在著一定的晶體學位向關系,則生長時此位向關系仍保持不變,以便降低表面能.新相的生長機制也與晶核的界面結構有密切關系,具有共格,半共格或非共格界面的晶核,其長大方式也各不相同,不過完全共格情況很少,大都是非共格和半共格界面.1非共格界面的遷移.有兩種;一是母相原子通過熱激活越過界面不斷地短程遷入新相,界面隨之向母相中遷移,新相長大.另一種方式是非共格界面呈臺階狀結構,臺階的高度為一個原子的尺度2半共格界面的遷移.因半共格界面具有較低的界面能,故在長大過程中界面往往保持平面.由于相變過程中原子遷移都小于一個原子間距,又稱為無擴散型相變.14固態相變的形核.均勻形核指在均勻單一的母相中形成新相結晶核心的過程.能量條件.所謂能量起伏是指系統中微小體積所具有的能量,短暫偏離其平均成分的現象.條件1 必須過冷,過冷度越大形核驅動力越大2具備與一定過冷度相適應能量起伏和結構起伏.非均勻形核實際金屬結晶時常常依附在液體中的外來固體表面形核.非$比均勻形核所需要的形核功要小,故它可以在較小的過冷度下發生形核容易.非均勻形核通常是固態相變的主要形核方式.1晶界形核.母相的晶界特別是大角晶界具有較高的能量,在此處生核可以釋放生核晶界的晶界能,生核容易.2位錯線上生核.使生核處的位錯線消失,這段位錯線的能量被釋放出作為相變的驅動力.3空位的作用.由于過飽和空位原子促進擴散,空位具有能量,在空位處生核,空位消失相當于增加了相變驅動力

15過飽和固溶體的分解.過飽和固溶體的分解包括形核長大,調幅分解兩種機制.過飽和固溶體的分解也叫時效.經過固溶處理的過飽和固溶體在室溫或較高溫度下等溫保持時,將發生脫溶,使合金的強度和硬度顯著提高,稱為沉淀強化或時效強（硬）化 16時效過程的結構變化1）G.P.區形成：時效初期，母相α固溶體（100）面上出現一個原子層厚的Cu原子聚集區，與母相共格，點陣畸變，產生應力場為時效硬化主要因素

2）?//

相形成：G.P.區形成后時效時間延長

或時效溫度提高，形成過渡相3）

?/相形成：隨著時效進行，片狀?//

相周圍共格關系部

分遭到破壞，?//相轉變為新的過渡相?/相4）平衡相形成（即?相的形成）：當?/相長大到一定尺寸后將與α相脫離，成為獨立平衡相。

17增幅分解.是單相固溶體分解為兩相混合物的一種特殊方式,其特殊是在這一分解過程中不需要新相的形核.在無限溶解固溶體中,如果溶解時為吸熱過程,當溫度較低時,自由能曲線中部有上凸部分出現,這時單一的固溶體的自由能不是最低,可以分解為結構相同而成分不同兩個相混合物.增幅區外的分解:在實線和虛線之間的區域.成分為CN的合金有分解的熱力學動力,但形核時成分的偏離會造成能量的提高,只有達到一定數量后其自由能才會降低,表明形核時要求一定的臨界尺寸.這種狀態和固溶體中第二相形成相同.增幅區內的分解: 成分在虛線范圍內時,由于自由能曲線為上凸,任何細小的成分的偏離都會使自由能下降,偏離加大自由能降低愈多,可見這時成分的偏離是自發的,不需要外界提供或自身的聚集.18無擴散相變原子不發生隨機走動的相變.常見的無擴散相變:馬氏體相變;鐵磁性相變;馬氏體相變特征1無擴散性.馬變中沒有原子的混合和再混和,新相保留了與母相完全相同的成分2點陣畸變式轉變（或稱均勻點陣變形）3存在一個無畸變面.直線到界面才稍有轉折,界面上無錯動,直線轉變后仍為直線4)馬氏體內有滑移或孿晶.在發生均勻點陣變形時,產生大的形狀變化,因而有高的應變能,滑移和孿晶都是點陣不變形變:不改變結構,不改變體積,使應變能降低

第七章 材料的變形與斷裂

1塑性變形過程－均勻變形.均勻變形:在屈服后的變形階段,試樣整體進行均勻的塑性變形.如果不再增加外力,材料的變形將不能繼續下去.原因:維持材料均勻變形的原因是材料發生了加工硬化.已經發生變形處的強度提高,進一步變形困難,即變形要在更大的應力作用下才能進行.下一步的變形發生在未變形或變形相對較小的位置,達到同樣變形后,在更大的應力作用下發生變形.頸縮.試樣將開始發生不均勻的塑性變形,產生了頸縮,即塑性變形集中在一局部區域進行.特點:宏觀表現為外力在下降,工程應力在減小,但頸縮區的材料承受的真實應力依然在上升.極限強度:材料開始發生頸縮時對應的工程應力σb ,這時試樣出現失穩,頸縮真實應力依然在上升,但能承受的總外力在下降.斷裂變形量大至K點,試樣發生斷裂.實質:斷裂的實質原子間承受的力超出最大吸引力,原子間的結合破壞而分離.韌性斷裂:在斷裂前有明顯塑性變形后發生的斷裂叫“韌性斷裂”.在晶體構成的材料中,內部的晶粒都被拉長成為細條狀,斷口呈纖維狀,灰暗無光.脆性斷裂:斷裂前因并未經過明顯塑性變形,故其斷口常具有閃爍的光澤.脆性斷裂可沿晶界發生,斷口也可凹凸不平;脆性斷裂也可穿過各個晶粒發生,斷口比較平坦.4滑移是在外力作用下,晶體的一部分沿著一定的晶面(滑移面)的一定方向(滑移方向)相對于晶體的另一部分發生的相對滑動.滑移過程說明.在切應力的作用下,先使晶格發生彈性外扭,進一步將使晶格發生滑移.外力去除后,由于原子到了一新的平衡位置,晶體不能恢復到原來的形狀,而保留永久的變形.大量晶面的滑移將得到宏觀變形效果,在晶體的表面將出現滑移產生的臺階.作用在晶格上的正應力只能使晶格的距離加大,不能使原子從一個平衡位置移動到另一平衡位置,不能產生塑性變形;正應力達到破壞原子間的吸引力,晶格分離,材料則出現斷裂.材料在正應力作用下,在應力方向雖然不能發生塑性變形,但應力的分解在另一方向就有切應力,可使晶格沿另外的方向上發生滑移.5滑移系對性能的影響.1晶體中滑移系愈多,晶體發生滑移的可能性便愈大,材料的塑性愈好,并且,其中一個滑移面上存在的滑移方向數目比滑移面數目的作用更大.2在金屬材料中,體心立方晶格的鐵與具有面心立方晶格的銅,雖然它們都具有12個滑移系,但鐵的塑性不如銅,而具有密排六方晶格的鎂及鋅等,因其滑移系僅有3個,故其塑性遠較具有立方晶格的金屬差

6滑移變形的主要特點.1滑移只能在切應力的作用下發生.2滑移常沿晶體中原子密度最大的晶面和晶向發生.這是因為只有在最密晶面之間的面間距最大,原子面之間的結合力最弱,沿最密晶向滑移的步長最小,因此這種滑移所需要的外加切應力最小3滑移時晶體的一部分相對于另一部分沿滑移方向的距離為原子間距的整數倍,滑移的結果會在晶體的表面上造成臺階4滑移的同時必然伴隨有晶體的轉動.滑移時晶體轉動.當外力作用于單晶體試樣上時,它在某些相鄰層晶面上所分解的切應力使晶體發生滑移,而正應力和垂直滑移方向的另一分切應力因滑移錯開組成一力偶,使晶體在滑移的同時向外力方向發生轉動.趨勢為滑移面趨于平行拉力方向,滑移方向也趨于平行拉力方向

8滑移的位錯理論分析.滑移是由于滑移面上的位錯運動而造成的.一刃型位錯在切應力的作用下在滑移面上的運動過程,通過一根位錯從滑移面的一側運動到另一側便造成一個原子間距的滑移.對應于位錯運動,在滑移的過程中,只需要位錯中心上面的兩列原子向右作微量的位移,位錯中心下面的一列原子向左作微量的位移,位錯中心便會發生一個原子間距的右移.由此可見,通過位錯運動方式的滑移,并不需要整個晶體上半部的原子相對于其下半部一起位移,而僅需位錯中心附近的極少量的原子作微量的位移即可,所以它所需要的臨界切應力便遠遠小于整體剛性滑移.位錯的滑移面就是晶體的滑移面,柏氏矢量的方向就是晶體的滑移方向.為了使位錯的能量較低,在結構容許的條件下,盡量減小柏氏矢量,原子的密排方向就成為了位錯的柏氏矢量的方向.9位錯的增殖.塑性變形的過程中,盡管位錯移出晶體產生滑移臺階,但位錯的數量(位錯密度)卻在不斷的增加,這是因為在外應力作用下發生塑性變形時位錯會發生增殖.若滑移面上有一段位錯,CD兩點釘住不可滑移,在外力作用下位錯應向右移動,這段位錯將彎曲,擴張,相遇為異號位錯相消,產生一位錯環,內部CD段還存在.反復可生成一系列的位錯環,擴展到晶體外的產生滑移臺階可為柏氏矢量的整數倍.10位錯的交割.不在同一個滑移面上的兩位錯運動的過程中可發生交割.如果位錯AB向下運動掃過位錯CD,由于掃過區間的晶體兩邊發生了柏氏矢量大小的滑移,在位錯CD上產生了EF轉折,EF長度為AB的柏氏矢量,EF位錯的柏氏矢量不發生變化,位錯的性質和原來可能不一樣.若 AB為一個源發出的一批位錯,EF則為多倍長.如果CD為如圖刃位錯,AB上也留下一轉折.轉折的性質不一樣,有的在位錯的線張力作用下可消失,或以相同滑移方向一起滑移的稱為扭折;有的不僅不能消失,而且滑移面也不同而不能一起運動,稱為割階.成為位錯運動的阻礙.11位錯的塞積.位錯運動時,在其前沿如果有障礙就停留不能前進,若同一位錯源不斷產生一系列位錯源源而來,在此將產生塞積.在該處產生大的應力,可能的后果有:①螺位錯可改變滑移面而發生交滑移;②晶界處的應力可能迫使相鄰晶粒中的位錯運動來松弛應力;③無發松弛就有可能在此處造成裂紋.12加工硬化.材料在變形后,強度,硬度顯著提高,而塑性,韌性明顯下降的現象稱為加工硬化.這種加工硬化的作用在拉伸時的應力--應變曲線中可看出,材料屈服后要繼續變形只有不斷增加外力1原因:塑性變形是通過位錯的運動來實現的,位錯運動一旦受阻,塑性變形就難以進行,要繼續進行變形只有增加外力2分析:變形過程中,位錯沿滑移面運動,各種位錯會頻繁相遇,發生一系列復雜的交割作用,出現位錯的纏結等等現象,使位錯的運動受阻,位錯源不斷發出的位錯不能順利地移出晶體,發生位錯地塞積,造成位錯密度的逐漸增大.變形量越大,位錯密度就越大,變形的抗力也越就大.隨著位錯密度的升

高,位錯之間的平均距離減小,它們之間的相互干擾和交互作用進一步增強,強度就大了.13變形的傳遞.當一個晶粒在某一滑移系發生滑移動作,即位錯發生運動,位錯遇到晶界時,由于各個晶粒的位向不同,不能直接從一個晶粒移動到另一晶粒,便塞積起來;加之晶界處的雜質原子也往往較多,增大其晶格畸變,在滑移時位錯運動的阻力較大,難以發生變形,可見晶界的存在可以提高材料的強度.位錯在晶界處的塞積產生了大的應力集中,當應力集中能使相鄰晶粒的位錯源開動,相鄰取向不利的晶粒也能開始變形,相鄰晶粒的變形也使位錯塞積產生的應力集中得以松弛,原來變形的晶粒可以進一步的變形.變形的協調.多晶體的變形中要保持晶界處的連續性,即晶界處的原子既不能堆積也不能出現空隙或裂縫,晶界兩邊的變形需要達到互相協調.晶界兩邊的晶粒取向不一樣,靠單一的滑移系的動作將不能保證這種協調,為了適應變形協調,不僅要求鄰近晶粒的晶界附近區域有幾個滑移系動作,就是已變形的晶粒自身,除了變形的主滑移系統外,在晶界附近也要有幾個滑移系統同時動作.至少應有5個獨立的滑移系才能協調多晶體的塑性變形.對面心和體心立方金屬,是容易滿足這個變形協調條件的,但對密排六方金屬,由于滑移系一般只有三個,為了實現變形協調,有兩種方式:一種是在晶界附近區域,除了有基面滑移外,可能有柱面或棱錐面等較難滑移的晶面作為滑移面;另一種則是產生孿晶變形,孿晶和滑移結合起來,連續地進行變形.15塑性變形過程的不均勻性.在多晶體金屬中,每個晶粒的晶格位向都不同,其滑移面和滑移方向的分布便不同,故在在同一外力作用下,每個晶粒中不同滑移面和滑移方向上所受的分切應力便不同.凡滑移面和滑移方向處于或接近于與外力成45度,即施密特因子較大,必將首先發生滑移變形;而滑移面或滑移方向處于或接近于與外力相平行或垂直,即施密特因子較小(接近0)的晶粒所受的分切應力將較小,較難發生滑移.由此可見,由于多晶體金屬中每個晶粒所取的位向不同,金屬的塑性變形將會在不同晶粒中逐批發生,是個不均勻的塑性變形過程.16晶粒大小對材料強度的影響.材料的塑性變形抗力,不僅與其原子間的結合力有關,而且還與材料的晶粒度有關,即材料的晶粒愈細,材料的強度愈高.因為材料晶粒愈細,晶界總面積愈大,晶界對變形的阻礙作用愈明顯,對塑性變形的抗力也便愈大.效果:塑性材料的晶粒愈細,不僅強度愈高,而且塑性與韌性也較高.原因:因為晶粒愈細,單位體積中晶粒數量便愈多,變形時同樣的形變量便可分散在更多的晶粒中發生,晶粒轉動的阻力小,晶粒間易于協調,產生較均勻的變形,不致造成局部的應力集中,而引起裂紋的過早產生和發展.因而斷裂前便可發生較大的塑性形變量,具有較高的沖擊載荷抗力.意義:所以在工業上通過各種方法(凝固,壓力加工,熱處理)使材料獲得細而均勻的晶粒,使目前提高材料力學性能的有效途徑之一.17孿生變形.孿晶:晶體的一部分相對于一定的晶面(孿生面),沿著一定的方向(孿生方向)發生切變,形成對稱的晶格排列,發生切變部分叫做孿生帶,或簡稱為孿晶.切變部分和未切變部分呈鏡面對稱,對稱面為孿生面.孿生:在外力作用下,以切變生成孿晶而發生塑性變形方式.產生條件:孿生僅在滑移困難時才會發生.一般孿生出現在滑移系很少的晶體結構的材料中(如密排六方晶格金屬);此外在某些容易發生滑移的晶格材料僅在較低溫度或受沖擊時因來不及滑移又有較大的應力作用時才可能產生孿生.特點1在孿晶帶中,每層原子面對于相鄰原子面的移動量都相同,其移動量不是原子間距的整倍,但它們在孿生后各自移動的距離和離孿生面的距離成正比2孿生帶的晶格位向發生了變化,抗腐蝕性和光學反射性也也將有差異,拋光腐蝕后在顯微鏡下可見到孿晶組織3孿生變形在晶體表面可形成浮凸4孿生是在切應力作用下產生的,但產生孿生所需要的切應力比滑移要大得多5孿生變形得速度很快,接近于聲速6孿生變形會在周圍得晶格中引起很大得畸變,因此所產生的塑性變形總量不大7孿生對變形的作用另一方面還表現在生成的孿生改變了晶體的位向而幫助滑移 18蠕變:所謂蠕變是指材料在高溫下(高于0.3Tm)的變形不僅與應力有關,而且和應力

作用的時間有關.蠕變過程:整個的蠕變過程可分為三個階段.由蠕變速率(dε/dτ)逐漸減慢的第一階段到恒速蠕變的第二階段.在蠕變過程后期,蠕變速率加快直至斷裂,視為蠕變第三階段.隨著溫度與應力的提高,蠕變的第二階段漸短,金屬的蠕變很快由第一階段過渡到第三階段,使高溫下服役的零件壽命大大減少.蠕變機理:蠕變過程是一熱激活過程,蠕變現象可看著在應力作用下原子流的擴散.原子的定向流動本身可造成材料的變形.借助原子的擴散會發生位錯的攀移,位錯滑移產生的加工硬化和由位錯攀移產生的高溫回復,這兩個過程的速率相等,便形成了恒定的蠕變速率過程.所有影響自擴散系數的因數均按相同的方式影響蠕變速率.19粘滯性流動在液體狀態下,原子呈無規則排列,沒有固定的形狀,處于可流動的狀態.液體的流動性用黏度來度量,當黏度大到可以維持自己的形狀時,材料就處于固態.在固態下處于非晶態的材料看做是過冷的液體,在外力作用下,非晶態的材料當能克服黏度的阻力時,可以象液體那樣發生流動,自己的形狀和尺寸發生變化,材料的性質未發生改變,為一種塑性變形.變形實例:非晶態材料處于玻璃化溫度Tg上可以發生塑性變形的方式.多晶體材料的晶界滑動

20冷變形對力學性能影響.產生加工硬化:材料在變形后,強度,硬度顯著提高,而塑性,韌性明顯下降.加工硬化的工程意義1加工硬化是強化材料的重要手段,尤其是對于那些不能用熱處理方法強化的金屬材料2加工硬化有利于金屬進行均勻變形.因為金屬已變形部分產生硬化,將使繼續的變形主要在未變形或變形較少的部分發展3加工硬化給金屬的繼續變形造成了困難加速了模具的損耗,在對材料要進行較大變形量的加工中將是不希望的,在金屬的變形和加工過程中常常要進行“中間退火”以消除這種不利影響,因而增加了能耗和成本

21塑性變形對組織和結構的影響.1晶粒變形:隨著外形的改變,內部晶粒的形狀也相應變化.通常晶粒沿變形方向被拉長或壓扁.變形的程度愈大,則晶粒形狀的代表也愈大2晶界模糊:當變形量很大時,晶界變得模糊不清,這是由于位錯移出晶粒在邊界造成的臺階使晶界交錯,同時也進一步降低了晶界的耐腐蝕性3纖維組織:在金屬變形較大時,材料中的夾雜物也沿變形方向被拉長,形成了纖維組織.纖維組織的出現造成材料在不同方向上表現出不同的力學性能,即產生一定程度的各向異性4亞結構形成:在大量變形之后,由于位錯的運動和交互作用,位錯不均勻分布,并使晶粒碎化成許多位向略有差異的亞晶粒.亞晶粒邊界上聚集大量位錯,而內部的位錯密度相對低得多.隨著變形量的增大,產生的亞結構也越細.整個晶粒內部的位錯密度的提高將降低了材料的耐腐蝕性.變形織構:金屬晶粒的取向一般是無規則的隨機排列,盡管每個晶粒有各向異性,所以宏觀性能表現出各向同性.但是當金屬經受大量的一定方向的變形之后,由于晶粒的轉動造成晶粒取向趨于一致,形成了晶體的“擇優取向”,即某一晶面在某個方向出現的幾率明顯高于其他方向.金屬大變形后形成的這種有序化結構叫做變形織構,它使金屬材料表現出明顯的各向異性.形成原因:滑移塑性變形時伴隨晶粒的轉動,造成各晶粒的滑移面或滑移方向趨于平行外力方向.對工程應用的影響:在大多數情況下是不利的,如有織構的金屬板材沖制筒形零件時,由于不同方向上塑性的差別較大,深沖之后零件的邊緣不齊出現“制耳”現象;另外在不同方向上變形不同,制成的零件的硬度和壁厚會不均勻,等等.但織構有時也能帶來好處,制造變壓器鐵芯的硅鋼片,利用織構可大大提高變壓器的效率.防止措施:織構形成后很難消除,工業生產中為了避免織構,較大的變形量往往通過幾次變形來完成,并進行中間退火.23殘余內應力指去除外力之后,殘留于材料內部,且自身平衡于材料內部的應力.塑性變形后材料內部的殘余內應力明顯增加,它主要是由于材料在外力作用下內部變形不均勻所造成的.分類:材料表層和心部變形不均勻或這一部分和那一部分變形不均勻,會造成平衡于它們之間的宏觀內應力,通常稱為第一類內應力.相鄰晶粒取向不同引起變形不均勻,或晶內不同部位變形不均勻,會造成微觀內應力,為第二類.由于位錯等缺陷的增加,會造成晶格畸變,通常也稱為第三類.經過塑性變形,外力對材料試樣或構件作的功絕大部分在變形過程中轉化成熱而散失,只有少數能量轉化為內應力殘留在材料中,使其內能增加.第三類內應力占絕大部分,是使變形金屬強化的主要原因.會使材料如金屬的耐腐蝕性下降.第一,二類內應力占的比例不大,但當進一步加工會打破原有平衡,引起材料的變形.一般要用退火的辦法將其消除.24回復,性能變化,機制.所謂回復,即在加熱溫度較低時,僅因金屬中的一些點缺陷和位錯的遷移而引起的某些晶內的變化.回復階段一般加熱溫度在0.4Tm以下.回復的組織性能變化1宏觀應力基本去除,微觀應力仍然殘存2物理性能,如電阻率,有明顯降低,有的可基本回到未變形前的水平3力學性能,如硬度和流變應力,覺察不到有明顯的變化4 光學金相組織看不出任何變化,溫度較高發生回復,在電子顯微鏡下可間到晶粒內部組織的變化.(位錯的胞狀組織轉變為亞晶)回復機制,低溫階段:點缺陷的遷移和減少,表現為1空位與間隙原子的相遇而互相中和2空位或間隙原子運動刃位錯處消失,引起位錯的攀移3點缺陷運動到界面處消失.他們都將減少晶體中的點缺陷,力學性能無變化,但物理性能發生回復.較高溫階段:位錯的運動和重新分布,滑移面上異號位錯相遇銷毀,可使位錯密度略有降低.高溫回復:當溫度大于0.3Tm后,位錯可以獲得足夠的能量自身除滑移外還可產生攀移,除異號位錯中和外,還有位錯的組合和重新排列,例如排列成墻明顯降低彈性應變能,變形的晶體發生多邊化,甚至形成亞晶粒.25再結晶.基本過程:形后的金屬材料在加熱到較高溫度時,可以發生晶粒的重新改組.同結晶過程類似,首先在材料中形成新的無畸變的小晶粒,這些小晶粒消耗周圍發生過變形的晶體而不斷長大,同時也有新的小晶粒形成,直到新的晶粒全部代替變形過的晶體.這個過程也是一形核和核心長大,稱為再結晶.材料發生了再結晶后,由于全部用新生成的晶粒替換了原發生過塑性變形的晶粒,所以材料經過再結晶后,由冷塑性變形帶來的所有性能變化就全部消失,材料的組織發生了變化,性能完全徹底回到變形前的狀態.26再結晶的轉變不是相變.冷塑性變形后的發生再結晶,晶粒以形核和晶核長大來進行,但再結晶過程不是相變.原因1變化前后的晶粒成分相同,晶體結構并未發生變化,因此它們是屬于同一個相2再結晶不像相變那樣,有轉變的臨界溫度點,即沒有確定的轉變溫度3再結晶過程是不可逆的,相變過程在外界條件變化后可以發生可逆變化4發生再結晶的熱力學驅動力是冷塑性變形晶體的畸變能,也稱儲存能.27再結晶形核機制.1晶界弓出的形核機制.金屬在變形時是不均勻的,若晶界兩邊一個晶粒的位錯密度高,另一個位錯密度低,在加熱時晶界會向位錯密度高的一側突然移動,從位錯高的一側的原子轉移到位錯低的一側,新的排列應為無畸變區,這個區域就是再結晶核心.和結晶形核方式類似,晶界彎曲后,一方面界的彎曲面因面積增加會增加界面能,另一方面形核區中原變形區間有應變能釋放.和液體結晶形核不相同的是如果達不到臨界條件,晶界也會彎曲,到一定程度停止但不會消失。同時位錯低的一邊的原子在晶核處重排列,從原變形狀態改變為無變形狀態,超過一定的區域與原晶粒形成大的取向差,即獨立形成一新晶粒.2他形核機制:在再結晶中的形核還有亞晶合并長大,詳細過程就不分析了,總之核心都是在原有晶粒的邊界或變形較大的地方先產生.核心的長大是變形晶粒晶界附近的原子移動到新的未變形晶粒上,從而可以減少變形應變能,新晶粒不斷長大到相遇,最后全部為新晶粒,再結晶完成.28影響再結晶速度的因數.材料因素:①原子的結合力大,表現為熔點高的材料,再結晶進行較慢;②材料的純度,純凈材料如純金屬,進行較快,而溶入了其他元素,特別是元素易在晶界處存在聚集時,將降低再結晶的速度;③第二相質點的存在,特別是其成彌散分布時,將明顯降低再結晶的速度.工藝因素:①加熱溫度愈高,再結晶速度愈快;②變形量大,彈性畸變能大,再結晶速度也快.當變形量過小,彈性畸變能不能滿足形核的基本要求時,再結晶就不能發生,即能發生再結晶需要一起碼的變形量,稱為臨界變形量δC, 29晶粒長大的動力.晶粒的長大是一自發過程,其驅動力是降低其總界面能.長大過程中,晶粒變大,則晶界的總面積減小,總界面能也就減小.為減小表面能晶粒長大的熱力學條件總是滿足的,長大與否還需滿足動力學條件,這就是界面的活動性,溫度是影響界面活動性的最主要因素.晶粒的正常長大.長大后的晶粒大小分布統計結果相同,所以把這種晶粒的均勻長大稱為正常長大.晶粒的非正常長大在長大過程中.般晶粒在正常緩慢長大時,如果有少數晶粒處在特別優越的環境,這些大量吞食周圍晶粒,迅速長大,這種現象稱為晶粒的異常長大.這些優先長大的少數晶粒最后到互相接觸,早期的研究以為是形核和核心的生長過程,而稱為“二次再結晶”,但實質并不是靠重新產生新的晶核,而是在一次再結晶后的長大過程中,某些晶粒的環境特殊而產生的優先長大.30晶粒非正常長大預防.再結晶退火時發生晶粒異常長大的條件是1材料的冷變形程度較大,產生了變形織構,再結晶后晶粒取向的遺傳,再結晶組織依然存在擇優取向,這時晶粒取向差小,晶界的界面能較小,正常長大速度較慢,個別較大的晶粒的取向不同,有較大的界面能,長大速度也較快,晶粒優先長大就有了可能2再結晶的加熱溫度較高,再結晶發生快,晶界容易移動又有足夠的時間來進行晶粒長大.故防止材料發生晶粒異常長大的方法就是注意這兩個環節

再結晶后的晶粒尺寸1預先變形量:在臨界變形量以下,材料不發生再結晶,維持原來的晶粒尺寸;在臨界變形量附近,剛能形核,因核心數量很少而再結晶后的尺寸很大,甚至單晶;一般隨著變形量的增加,再結晶后的晶粒尺寸不斷減小;當變形量過大,可能產生明顯織構,在退火溫度高時發生晶粒的異常長大2退火溫度和時間:再結晶剛結束時,材料的晶粒尺寸與退火溫度無明顯的變化,但退火溫度高,完成再結晶用的時間少,長大的時間就長,所以一般規律依然是隨退火溫度的提高而晶粒尺寸增大.一般均采用保溫 2小時,保證再結晶充分完成而晶粒不過分長大3雜質:無論是固溶于晶體內的異類原子,還是在材料組織中存在的第二相質點,特別是彌散分布時,都將促進再結晶后的晶粒細化4原始晶粒大小:在其他條件相同時,材料變形前的晶粒尺寸愈細小,晶界面多,有利形核,再結晶后的晶粒也細小5材料變形溫度較高,或再結晶退火前進行較有效的回復處理,因降低了畸變能,可使再結晶后的晶粒變粗.冷熱加工定義.把金屬的塑性變形稱為加工,凡是在其再結晶溫度以上進行加工變形稱為熱加工,反之在其再結晶溫度以下進行的加工變形稱為冷加工.這里冷熱加工的分界線不是以變形過程是否進行過加熱,鉛的再結晶溫度在 0℃以下,在室溫下進行變形是屬于熱加工,鐵的再結晶溫度為450℃左右,在400℃進行變形仍屬于冷加工

33熱加工的原因.冷態對材料進行塑性變形會產生加工硬化,當材料成形需要較大的變形量時,進行一段變形后,進行一次再結晶退火,再來繼續進行塑性變形,再退火,直到達到需要的變形程度.金屬材料的強度和硬度會隨溫度的上升而下降,塑性會隨溫度的升高而升高,因此在較高的溫度下進行塑性變形,材料的抗力小,變形所用的動力也小,高的塑性減少開裂破壞的可能性.如果溫度超過材料的再結晶溫度,在變形的同時會發生再結晶,可不產生加工硬化,直接進行大的變形量 34熱加工時的軟化機制.高溫下,塑性變形的同時,發生組織結構的軟化,盡管軟化本身的方式也是屬于回復和再結晶,由于變形硬化和軟化同時發生,軟化有自己的特點:1動態

回復:在熱加工的溫度下,材料可以進行較快回復過程.它不同于靜態回復,材料在變形的同時,一方面變形在增加缺陷,另外以回復方式減少部分缺陷,某些性能因二者的同時作用可達到動態平衡,維持在某一固定的水平2動態再結晶:多晶體材料發生塑性變形,變形是不均勻的,部分區域的變形量超過臨界變形量后,可以以再結晶方式形核,變形量增加,形核的部位也在增加,形成的核心不斷的長大.一邊變形,長大的同時,內部又因變形而增加缺陷硬化,內部的缺陷密度也不同.這些在再結晶中生成長大的晶粒當變形超過一定程度會再次形核長大,如此往而復始.變形速率高,平均硬化程度維持在較高的水平,材料在變形中表現出較高的流變應力3亞動態再結晶:變形過程中形成的再結晶核心或長大未完成的小晶體,在變形過程停止后的繼續長大4靜態回復和靜態再結晶:變形過程停止后,由于在較高的溫度下,這時所發生的回復過程和重新形核并長大的再結晶過程 35熱加工對材料性能的影響1為了控制材料的最后組織,如晶粒尺寸,必需控制好最后的變形量和變形停止時的溫度,終鍛溫度過高,最后會導致材料的晶粒尺寸粗大,使材料的性能下降.但終鍛溫度過低或變形量過大可能會在零件上帶來殘余應力,甚至出現開裂2壓力加工可以焊合鑄態材料中的氣孔疏松,提高材料的致密度,提高材料性能.所以有些零件必須通過壓力加工來成形3壓力加工可以打碎粗大枝晶和柱狀晶,細化晶粒尺寸;對多相材料,反復的鐓拔,可以均勻材料的成分,都將有益于材料的使用性能4熱加工的溫度較高,表面較易發生氧化現象,盡管有一些精密鍛造工藝,但產品的表面光潔度和尺寸精度不可能達到機械加工能達到的高度5在熱加工時,僅在一個方向上變形,如熱軋,會造成雜質或第二相沿加工方向分布,形成熱加工纖維組織,材料的機械性能具有明顯的各向異性,通常縱向的強度,塑性和韌性顯著大于橫向.讓流線與零件的受力方向成合理分布,才能保證質量水平.6復相合金中的各相,在熱加工時沿著變形方向交替地呈帶狀分布,形成“帶狀組織”,使材料性能變壞,用熱處理方法不易消除,工藝上應注意.

第三篇：基礎物理實驗習題集

基礎物理實驗（3）習題集

實驗一薄透鏡焦距的測定（設計性P39）

1、如會聚透鏡的焦距大于光具座的長度，試設計一個實驗，在光具座上能測定它的焦距。

2、點光源P經會聚透鏡L1成實像于P?點（圖1—8），在會聚透鏡L1與P?之間功軸放置一發散透鏡L2；垂直于光軸放一平面反射鏡M，移動發散透鏡至一合適位置，使P通過整個系統后形成的像人仍重合在P處，如何利用此現象測出發散透鏡焦距？

3、如何進行共軸調節？

4、分析像的清晰度與哪些因素有關？逐一說明理由。

5、設計實驗證明影響像的清晰度的因素。

6、如何粗測凸透鏡的焦距？

7、設計一實驗，觀察和分析景深與近軸光線的關系。

8、設計一測量凸透鏡焦距的方案。

9、設計一測量凹透鏡焦距的方案。

10、評價不同透鏡測量方法的優缺點。

11、為什么說當準直管繞軸轉過180時，十字線物象不重合是由于十字線中心偏離光軸的緣故？試說明之。

12、準直管測焦距的方法有哪些優點？還存在哪些系統誤差？

13、舉例說明準直管的應用？

14、設計一實驗，利用準直管測透鏡的分辨率。

15、設計一實驗，利用準直管測表面的平行度。

實驗二光具組基點的測定（設計性P49）

1、第一主面靠近第一個透鏡，第二主面靠近第二個透鏡，在什么條件下才是對的？（光具組由二薄凸透鏡組成）

2、由一凸透鏡和一凹透鏡組成的光具組，如何測量其基點？（距離d可自己設定）。

3、利用測節器，設計一測量透鏡組基點的實驗方案。

4、設計一用牛頓成像公式測量透鏡組基點的實驗方案。

5、設計一實驗方案，研究主面的特性。

6、設計一實驗，利用平行光管測量透鏡組的基點。

7、評價不同基點測量方案的優缺點。

實驗三分光計的調節及棱鏡玻璃折射率發測定（基礎性P57）

1、設計一種不測量最小偏向角而能測棱鏡玻璃折射率的方案（使用分光計去測）。

2、設計一測量棱鏡折射率的實驗方案。

3、設計一測量棱鏡頂角的實驗方案。

4、舉例說明分光計除測折射率和頂角以外的其他用途。

－1－ 05、試分析利用分光計，能否測量任意角度的頂角。

6、試分析能否利用分光計，測量任意角度的折射率。

7、試分析能否利用分光計，測量平板玻璃平整度。

實驗四用掠入射法測定透明介質的折射率（基礎性P64）

1、怎樣應用掠入射法測定玻璃棱鏡的折射率？簡要說明實驗方法，并推導出折射率的計算公式。

2、用阿貝折射計測量固體折射率時，為什么要滴入高折射率的接觸液？為什么它對測量結果沒有影響？試論證之。

3、設計一觀察光的反射、折射現象的實驗裝置。

4、設計一測量折射率的其它實驗裝置。

5、分析評價阿貝折射計是如何提高測量精度的？對你有何啟發？

實驗五望遠鏡和顯微鏡（基礎性P74）

1、顯微鏡與望遠鏡有哪些相同之處與不同之處？

2、顯微鏡測量微小長度時，用測微目鏡測定石英標準尺m個分格的數值為Δx，為什么它和石英標準尺相應分格的實際值Δx0之比不等于物鏡的放大率？

3、評價天文望遠鏡時，一般不講它是多少倍的，而是說物鏡口徑多大，你能說明為什么嗎？

4、根據顯微鏡的基本思想方法，組裝一顯微鏡。

5、根據望遠鏡的基本思想方法，組裝一望遠鏡。

6、設計一測量顯微鏡放大率的實驗方案。

7、設計一測量望遠鏡放大率的實驗方案。

8、設計一測量顯微鏡分辨本領的實驗方案。

9、設計一測量望遠鏡分辨本領的實驗方案。

實驗八 用雙棱鏡干涉測鈉光波長（基礎性P108）

1、雙棱鏡和光源之間為什么要放一狹縫？為什么縫要很窄才可以得到清晰的干涉條紋？

2、試證明公式d??d1d2。

實驗九用牛頓環干涉測透鏡曲率半徑（基礎性P113）

1、如果被測透鏡是平凹透鏡，能否應用本實驗方法定其凹面的曲率半徑？試說明理由并推導相應的計算公式。

2、如何改變圖9—5的實驗光路，以觀察透射光所產生的干涉條紋？

3、本實驗有那些系統誤差？怎樣減小？若牛頓環儀平面玻璃系曲率半徑為R2的凸球面（假設R2 等于待測球面曲率半徑R1 的10倍），試分析說明對技術公式的修正。

4、設計一個實驗方案，用擴束后的激光照射在平凸透鏡上，由透鏡兩表面的反射形成的非定域干涉環紋，測定凸球面的曲率半徑。

5、舉例說明，利用牛頓環的裝置，解決其它物理量的測量問題。

6、牛頓環裝置，有何應用價值。

7、設計一實驗，利用牛頓裝置，測量折射率。

8、設計一實驗，利用牛頓裝置，測量微小長度。

9、牛頓裝置對你有何啟發。

實驗十用透射光柵測定光波波長（設計性P119）

1、比較棱鏡何光柵分光的主要區別。

2、分析光柵面和入射平行光不嚴格垂直時對實驗有何影響？

3、如果光波波長都是未知的，能否用光柵測其波長？

4、設計一種不用分光計，只用米尺何光柵去測d和λ的方案。

5、找出利用分光計和光柵測光波波長所存在的問題。

6、設計一實驗，利用光柵獲取單色光。

實驗十一偏振現象的觀測與分析（基礎性P124）

1、強度為I的自然光通過偏振片后，其強度I0<1/2I，為什么？應用偏振片時，馬呂斯定律是否適用，為什么？

2、怎樣才能產生左旋（右旋）橢圓偏振光？

3、光的偏振現象，有何應用價值？

實驗十四邁克耳孫干涉儀的調節和使用（基礎性P156）

1、分析擴束激光和鈉光產生的圓形干涉條紋的差別。

2、調節鈉光的干涉條紋時，如已確使指針的雙影重合，但條紋并未出現，試分析可能產生的原因。

3、如何判斷和檢驗干涉條紋屬于嚴格的等傾條紋？

4、怎樣用實驗方法檢驗干涉的定位區域？

5、邁克爾孫干涉儀的結構對稱有何啟發。

6、邁克爾孫干涉儀產生干涉現象的思想方法對你有何啟發？

第四篇：物理心得體會

篇一：大學物理學習心得體會 大學物理學習心得體會

學號：20110245 姓名：劉慧芳 1.為興趣而讀書，而不是為考試

現在我們總是喜歡把考試強調的太過重要，學生把前途都寄托在考試中，老師覺得要對學生負責，所以一上課老師不敢多寒暄，往往沒幾句家常就直奔主題，接著便是一大串拗口的外國人的名字和寫在黑板上像鐵絲網一樣密密麻麻的方程，讓人頭暈目眩。一節課下來，或許有的同學早已在睡夢中度過了半節課，有的隨著盼望已久的下課鈴聲的響起而應聲睡著了。課堂里到底有多少學生在認真聽課？一個學生一個學期會認真聽幾節課？每節課會認真聽幾分鐘？我們學的物理學到底有什么用？

隨著學習的不斷深入，物理研究的對象也是不斷更新，探索的規律也是越來越復雜，對于基礎較差或是智力不夠發達的同學來說當然是越來越吃不消了，真的是他們的能力不行嗎？ 縱觀歷史上眾多的物理學家，他們哪個不是對自己的研究有著濃厚的興趣？雖然他們的條件都是很艱苦的，但他們都是苦中作樂，始終干著自己喜歡的事情，甚至有些人早年的時候被說成不是學物理的料，如愛因斯坦、德布羅意等等，他們都憑著自己的極大的興趣和毅力最后取得成功的。

我們不能總把科學想得高深莫測，認為課堂上涵蓋得越多就越好，哪怕自己其實只是在照搬照抄。在美國科學的精神中。有一點就是把一個復雜的問題想得越簡單越好，一來自己要輕松得多，大家有問有答，老師也如魚得水，學生妙語連珠，學生老師彼此湯姆、彼德地稱兄道弟，即使是荒誕不經的問題，老師也能借機引伸一番。把簡單的問題引經據點的復雜化、神秘化其實就是影響我們對物理興趣的主要原因之一。因此在學習的前一次課，如果我們能找一些問題主動去思考，我們為了解決這些問題，不僅看課本，還必須去圖書館看許多資料，結果會是遇到更多的問題，為了解決這些問題，我們上課時特別認真仔細地去聽老師講和同學的積極發言，我認為這樣的學習才是最好的！2.多思多問，不要知其然而不知其所以然

學習物理關鍵在于多思考，搞清楚其中的原理。學習物理不是簡單的套用公式，進行數字推導；物理重要的是要掌握扎實的基礎知識。要對基本物理概念、物理規律清楚弄清本質，明白相關概念和規律之間的聯系，明白物理公式定理、定律在什么條件下應用,而不能簡單地以做習題對基本概念和基本規律的學習和理解，如果概念不清做題不僅費時間費精力，而且遇到的矛盾或困惑就越多.做習題的目的是為了鞏固基本知識，從而達到靈活運用。所以上課時是最重要的時間段，也許你上課不過聽了一個小時，也比你可惜啊一個人啃書本強得多！3.預習和復習是學習物理的必經步驟

與學習任何課程一樣，學習大學物理也要牢牢抓住課前預習、課堂聽講、做好筆記、課后復習（包括完成作業）和考前復習這幾個主要環節。課前預習就是粗略瀏覽將要學習的內容，目的在于明確課堂上必須重點解決的問題；課堂聽講就是要學習老師引出物理概念的目的、建立物理模型的思路、描述物理現象的方式、演繹物理原理的程序、解釋物理定律的思想、分析物理問題的過程、解決物理問題的方法。在課堂上最重要的是學習物理思想和物理方法，同時以提綱的形式記錄老師授課的全過程，重點記錄課本上沒有的內容和自己覺得重要的東西，以備查閱。課后復習（包括完成作業）就是所謂的“把書讀厚”，既要全面回顧課堂聽講的過程和所學內容，又要憑借記憶和查閱課本，把提綱式課堂筆記補充為詳細筆記，并寫下自己的思考體會，還要理清知識重點、難點以及解決某類物理問題的步驟和技巧，更要在完成作業的過程中鞏固所學知識、解決發現存在的問題。考前復習就是所謂的“把書再讀薄”，此時的重點不在于記憶概念、定律和結論，而在于理清課程體系和知識框架、獨特的研究方法和思想模式、常見問題的處理流程和技巧、常用的數學知識，當然還要查漏補缺。物理心得體會 初二是物理學科開始學習的起始點，更是一個關鍵點，無論是老師還是學生都要從心理上重視。在如今素質教育的改革大潮中，作為實施者——教師，則更應該積極探索以適應新教材的改革，社會的需要。激勵是指激發人的動機的心理過程，通過激勵使人在某種內部或外部刺激的影響下，始終維持在一個興奮的、積極狀態之中。心理學研究成果表明，動機是在需要刺激下直接推動人進行活動的內部動力。動機作為心理傾向具有引起或發動活動的功能；也具有維持活動達到目標的功能；同時還具有調節人的行為的功能。因此在素質教育中實施激勵性教育是勢在必行。

在初二物理教學中筆者積極探索激勵性教育，發現激勵性教育在物理教學中能起非常重要的作用，運用之中，教與學將是一片陽光明媚。激勵性教育是指：用激勵性語言、行動去觸動心靈的心理教育。其宗旨是以“情”為主體，感化或促進提高。筆者通過實踐、反復調整、修正，最后總結出以下幾個方面。包括： ① 啟發式教學、獎勵式授課。②層次性、漸進性提問與追問。③贊許式評價。④反饋式聊天。⑤激勵式 談話。⑥作文式反饋。⑦激勵性評語。⑧擊掌式相約。變“被動”為“主動”，便 “要我學”為 “我要學”，自覺主動的擔負起建國保國 創業 的重任，用知識武裝自己的大腦。

總而言之，激勵性教育是一種心理教育，是素質教育的一方面。在實施激勵性教育的同時，時刻銘記著以師生的心理相容，心靈的互相接納為核心，時刻銘記著教師與學生的關系不再是“工頭”，不是領導，不是嚴父、不是法官，不是“上帝”，而是導師、朋友、助手和楷模。本著這個原則，激勵性教育初探 又上了一個新臺階。讓激勵性教育發揮出它的價值，使億萬人的心共同為祖國的明天而跳動。

時代在進步，在發展，作為物理教師的我們，有責任為教學的改革貢獻出自己的一份力量。此時，那么你就融入了為教育事業的改革、教育事業的發展的一個大熔爐中，通過日復一日、月復一月? 徐慶權 2013、11、20篇三：學好物理心得體會 何曜 學好物理心得體會

何曜 要想學好物理，要有興趣，要靠自己。可是，棒著新課本，物理知識還一無所知，興趣從何談起？的確如此，沒有了解就沒有興趣。事實上，在剛接觸物理的時候，沒有必要細究怎樣才能學好物理的問題，那些聽起來很有道理的大道理，其實并不管用。

萬事開頭難，好的開頭等于成功的一半。對于初學物理的同學而言，怎樣學好物理的問題，可以轉化為初學物理時應該注意什么的問題。簡而言之，要注意兩個改變。

一是要改變思維習慣。不同的學科知識有不同的特點，有不同的邏輯體系，因而學習物理時要改變原有的思維習慣，要注意按物理學的規則和要求去思考去判斷，不要憑想當然，不要跟著感覺走，否則，就走不出疑惑的泥沼。例如，要求測量一段金屬絲的直徑。具體辦法是將這段金屬絲緊密地繞在一支圓鉛筆上，并設在鉛筆上繞的匝數匝，用毫米刻度尺測得匝線圈的總寬度毫米，最后計算出金屬絲的直徑是多少。有的同學寫出了這樣的算式毫米/毫米。

老師說這個結果是錯的，正確的結果應是毫米。有的同學就感到想不通，憑想當然，認為小數點后面的位數越多越好。結果不能脫離最基本的實驗事實，因為測量的所使用的工具是毫米刻度尺，所以得出的結論就只允許在毫米位后出現一位估測數。若毫米位后出現兩位數，則反映測量的工具精確到了絲米位，而實際上毫米刻度尺只能精確到毫米位。

二是要改變學習方法。學習的內容不同、目標不同，與之相適應的方法也就不同。物理是一門以觀察、實驗為基礎的科學，它與以前所接觸的思辨性較強的知識有區別，所以，要注意多觀察，要認真做實驗，并要記住一句話：智慧出在手上。當然，談到改變學習方法，對于初學物理的同學，免不了有些抽象。萬事都有一個過程，要想找到好的學習物理的方法，不可操之過急，其有效的步驟是：先要認真學習和掌握物理老師所介紹的方法，接下來就是通過一段時間的學習，總結和摸索自己行之有效的方法。我就簡單說一下我的見解：基礎扎實。只有掌握了基本公式基本原理，才能建立嚴密的邏輯關系。勤于練習。只有勤加練習，才能鞏固知識，增大知識面。如果覺得物理學習有障礙，不妨多背誦原理和公式，多背誦一些題，當然是在理解的基礎上，增強自己的思維能力。慢慢的，即使遇到新的題型，你就能夠有似曾相識的感覺，從而思考得出答案。物理成績中差等的同學，總有這樣的疑問：上課聽得懂，聽得清，就是在課下做題時不會。這是個普遍的問題，值得物理教師和同學們認真研究。下面就初中物理學習方法，淺談一些自己的看法，以便對同學們的學習有所幫助。首先分析一下上面同學們提出的普遍問題，即為什么上課聽得懂，而課下不會做？我作為學理科的教師有這樣的切身感覺：比如讀某一篇文學作品，文章中對自然景色的描寫，對人物心理活動的描寫，都寫得令人叫絕，而自己也知道是如此，但若讓自己提筆來寫，未必或者說就不能寫出人家的水平來。聽別人說話，看別人文章，聽懂看懂絕對沒有問題，但要自己寫出來變成自己的東西就不那么容易了。又比如小孩會說的東西，要讓他寫出來，就必須經過反復寫的練習才能達到那一步。因而要由聽懂變成會做，就要在聽懂的基礎上多多練習，方能掌握其中的規律和奧妙，真正變成自己的東西，這也正是學習物理應該下功夫的地方。功夫如何下，在學習過程中應該達到哪些具體要求，應該注意哪些問題，下面我們分幾個層次來具體分析。記憶，在物理學習中，應熟記基本概念，規律和一些基本的結論，即所謂我們常提起的最基礎的知識。同學們往往忽視這些基本概念的記憶，認為學習物理不用死記硬背這些文字性的東西，其結果在總復習中提問同學物理概念，能準確地說出來的同學很少，即使是成績不錯的同學也幾乎如此。我不敢絕對說物理概念背不完整對你某一次考試或某一階段的學習造成多大的影響，但可以肯定地說，這對你對物理問題的理解，對你整個物理系統知識的形成都有內在的不良影響，說不準哪一次考試的哪一道題就因為你概念不準而失分。因此，學習語文需要熟記名言警句、學習數學必須記憶基本公式，學習物理也必須熟記基本概念和規律，這是學好物理的最先要的條件，是學好物理的最基本要求，沒有這一步，下面的學習無從談起。積累，是學習物理過程中記憶后的工作。在記憶的基礎上，不斷搜集來自課本和參考資料上的許多有關物理知識的相關信息，這些信息有的來自一題，有的來自一道題的一個插圖，也可能來自一個小段閱讀材料等等。在搜集整理過程中，要善于將不同知識點分析歸類，在整理過程中，找出相同點，也找出不同點，以便于記憶。積累過程是記憶和遺忘相互斗爭的過程，但是要通過反復記憶使知識更全面、更系統，使公式、定理、定律的聯系更加緊密，這樣才能達到積累的目的，絕不能像狗熊掰棒子式的重復勞動，不加思考地機械記憶，其結果只能使記憶的比遺忘的還多。綜合，物理知識是分章分節的，物理考綱能要求之內容也是一塊一塊的，它們既相互聯系，又相互區別，所以在物理學習過程中要不斷進行小綜合，等知識學完后再進行系統大綜合。這個過程對同學們能力要求較高，章節內容互相聯系，不同章節之間可以互相類比，真正將前后知識融會貫通，連為一體，這樣就逐漸從綜合中找到知識的聯系，同時也找到了學習物理知識的興趣，有了前面知識的記憶和積累，再進行認真綜合，就能在解題能力上有所提高。所謂提高能力，說白了就是提高解題、分析問題的能力，針對一題目，首先要看是什么問題，力的，熱的，電的，光的還是聲的現象，然后再明確研究對象，結合題目中所給條件，應用相關物理概念、規律，也可用一些物理一級、二級結論，才能順利求得結果。可以想象，如果物理基本概念不明確，題目中既給的條件或隱含的條件看不出來，或解題既用的公式不對或該用一、二級結論，而用了原始公式，都會使解題的速度和正確性受到影響，考試中得到高分就成了空話。提高首先是解決問題熟練，然后是解法靈活，而后在解題方法上有所創新。這里面包括對同一題的多解，能從多解中選中一種最簡單的方法；還包括多題一解，一種方法去順利解決多個類似的題目。真正做到靈巧運用，信手拈來的程度。綜上所述，學習物理大致有六個層次，即首先聽懂，而后記住，練習會用，漸逐熟練，熟能生巧，有所創新，從基礎知識最初目標，最終達到學習物理的最高境界。

在物理學習過程中，依照從簡單到復雜的認知過程，對照學習的六個層次，逐漸發現自己所在的位置及水平，找出自己的不足，進而確定自己改進和努力方向。初中階段的學習是為高中學習做準備的，對同學們自學能力提出了較高的要求，以上所述的物理學習的基本過程，記憶、積累、綜合、提高就是對自己自學能力的培養過程，學會了學習的方法，對物理有了興趣，掌握了物理這門實驗學科與實際結合比較緊密的特點，經過自己艱苦的努力，一定會把高中物理學好。希望同學們有所收獲，祝同學們早日取得成功！

第五篇：物理《基礎練》2參考答案

物理基礎練２

答案與評分標準

一．選擇題（共8小題）

物理基礎練２

5．物理基礎練２

物理基礎練２

物理基礎練２

三．解答題（共2小題）

14．物理基礎練２