6晶界与晶界偏聚
材料科学基础名词解释
材料科学基础名词解释1、晶体：原子按一定方式在三维空间内周期性地规则重复排列，有固定熔点，各向异性。
2、中间相：两组元A和B组成合金时，除了形成以A为基或以B为基的固溶体外，还可能形成晶体结构与A、B两组员均不相同的新相。
由于它们在二元相图上的位置总是位于中间，故通常把这些相称为中间相。
3、亚稳相：亚稳相指的是热力学上不能稳定存在，但在快速冷却或加热过程中，由于热力学能垒或动力学的因素造成其未能转变为稳定相而暂时稳定存在的一种相。
4、配位数: 晶体结构中任一原子周围最近邻且等距离的原子数。
5、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）。
6、伪共晶：在非平衡凝固条件下，某些亚共晶或过共晶成分的合金也能得到全部的共晶组织，这种由非共晶成分的合金得到的共晶组织称为共晶组织。
7、交滑移：当某一螺型位错在原滑移面上滑移受阻时，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。
8、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，，和，在开始保温阶段，随保温时间延长，硬度强度上升，当保温时间延长，将析出，这时材料的硬度强度将下降，这种现象称为过时效。
9、形变强化：金属经冷塑性变形后，其强度硬度上升，塑性和韧性下降，这种现象称为形变强化。
10、固溶强化：由于合金元素（杂质）的加入，导致的以金属为基体的强度得到加强的现象。
11、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，这种材料的强度往往会增加，称为弥散强化。
12、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。
13、扩展位错：通常指一个全位错分解为两个不全位错，中间夹杂着一个堆垛层错的整个位错形态。
14、螺型位错：位错附近的原子按螺旋形排列的位错称为螺型位错。
《材料科学基础》名词解释
材料科学基础名词解释1、晶体原子按一定方式在三维空间内周期性地规则重复排列，有固定熔点、各向异性。
2、中间相两组元A 和B 组成合金时，除了形成以A 为基或以B 为基的固溶体外，还可能形成晶体结构与A，B 两组元均不相同的新相。
由于它们在二元相图上的位置总是位于中间，故通常把这些相称为中间相。
3、亚稳相亚稳相指的是热力学上不能稳定存在，但在快速冷却成加热过程中，由于热力学能垒或动力学的因素造成其未能转变为稳定相而暂时稳定存在的一种相。
4、配位数晶体结构中任一原子周围最近邻且等距离的原子数。
5、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）6、伪共晶非平衡凝固条件下，某些亚共晶或过共晶成分的合金也能得到全部的共晶组织，这种由非共晶成分的合金得到的共晶组织称为伪共晶。
7、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。
8、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。
9、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。
10、固溶强化由于合金元素（杂质）的加入，导致的以金属为基体的合金的强度得到加强的现象。
11、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。
12、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。
13、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。
14、螺型位错位错线附近的原子按螺旋形排列的位错称为螺型位错。
材料科学基础-晶界与界面
C. 二面角的用途 （a）杂质在金属压力加工中影响 Cu中Bi有 热脆是因为Bi低熔点液相薄膜分布 （b）粉末冶金烧结时润湿性：选Co与WC （c）对焊料影响：焊接时用助焊剂使焊料润 湿被焊金属表面
7.晶界偏聚平衡偏聚及非平衡偏聚 A. 平衡偏聚 平衡条件下由于溶质与溶剂原子尺寸相差很 大，溶质原子在晶内、晶界的畸变能差很大， 造成溶质原子在晶界富集 ，如Cu-1Sn%合 金，：Sn的偏析，Sn的原子半径比Cu大9%， 发生严重点阵畸变
扭转晶界：两晶体绕轴旋转后相差θ后螺型位 错。 网络组成扭转晶界示意图如下：
扭转晶界 位错模型
4.亚晶界
每个晶粒中直径10~100μm的晶块（亚晶粒） 之的界面 溶质原子优先聚集和第二相优生析出的地方 可阻碍位错运动，影响材料力学性能
金属晶粒内的重结构示意图 Fe-4Si合金中的亚晶界
8.晶界的其它特性
a. 晶界熔点低，易过烧 b. 晶界是易扩散通道 c. 晶界易形核 d. 晶界易受腐蚀 e. 晶界常温下强化，高温下弱化
9.孪晶界：共格、非共格孪晶
A.共格孪晶界：界面上原子正好在两侧晶粒点 阵位置上多通过形变后退火而形成，与堆垛 层错密切相关，如fcc(111)面通常是ABCAB CABC……，从某一层开始堆垛变成ABC ACBACBA…… 则形成孪晶，CAC为堆垛层 错界面. B. 非共格孪晶界：由许多位错构成
F. 晶界偏聚意义 对强韧性、晶间腐蚀、应力腐蚀、蠕变断裂强度、 钢回火脆性，钢淬透性有重要影响： a. 纯铁中氧含量增至0.057%，由于氧在晶界偏聚降 低晶界结合力，脆性转变温度提高至300℃以上， Ni-Cr合金钢经250~350℃回火后脆性增大，是因为 P（磷）在奥氏体化时在晶界偏聚。 b. Ni3Al金属间化合物加入0.1%B后，B在晶界偏聚 提高Ni3Al室温塑性 c. 中、低碳钢中加入0.0005~0.003%B可提高淬透 性，即是硼（B）偏聚在晶界降低奥氏体晶界能，抑 制奥氏体分解时的先共析铁素体形成
晶界和晶界模型
前苏联学者斯莫留乔符斯基(R．Smoluchowshi) 根据沿晶界扩散各向异性的实验结果，对小岛模 型进行了补充：他认为在大角度晶界处位错结构 仍有某种程度的残留。残留的多少随晶界角θ 而变.
（3）、重合模型
1964年Brandon等人提出一个重合模型：晶界是 由晶体绕某些特殊轴旋转一定的角度之后而成。转 动后晶格上一些原子位于 一个比原点阵大的“超点 阵”上，这种较大的点阵称为重合位置点阵。
（1）、过冷液体模型
过冷液体模型是认为晶界中原子排列是长程无 序、短程有序，具有过冷液体(非晶态)特征。 晶界是各向同性的。在应力作用下会发生粘滞 运动，由此可以解释我国著名金属学家葛庭燧发 现的晶界滑移引起的内耗。 为了使定量上与实验结果相符，要求晶界厚度 很薄，一般不超过2—3个原子，这种情况看来比 较适合金属与合金.
（2）、小岛模型
Mott根据场离子显微镜对大角度晶界的观察结果提 出了晶界的小岛模型。 Mott认为晶界区中存在有原 子排列匹配良好的“岛”(只有晶 态特态)，岛散布在原子排列匹配 不好的区域(非晶态区域，有的资 料上形象化地称为“海”)。小岛 尺寸约几个到几十个原子距。 在场和转角．其重合位置的分数叫重
叠数。下表是立方晶系中转轴-转角对应的重叠数 。
重叠模型认为，在组成的晶界中如果其中 的原子与原先点阵重叠愈多，这样的晶界的 界能就愈低，也就愈稳定，出现的可能性就 愈大。
从结构周期性上来看， 重合模型中有相当一部分原 子是处于晶格畸变状态，因 此晶界原子是易动的，活动 性也较大。 在重叠模型（CSL)的基 础上、又发展出O点阵（Olattice）模型和全同位移点 阵（DSC）等概念。
4、大角度晶界
晶界角大于10°以上的晶界称大角度晶界(largeangle)，由式D=b/θ可估算出，当 θ ＝30°，位错间 距D约等于1．936，这个尺寸不到两个原子间距离. 由于大角度晶界处的 复杂性，很难用一个 数学模型来进行处理。 下面介绍几种可以用 来解释晶界现象的大 角度晶界的模型。
材料科学基础下学期习题整理-部分答案
一、名词解释或填空：刃型位错:晶体内有一原子平面中断于晶体内部，这一原子平面中断处的边沿及其周围区域就是一个刃型位错螺型位错：滑移方向与位错线方向互相平行的位错称为螺型位错。
肖脱基空位：脱位原子一般进入其他空位或者逐渐迁移到晶界或表面，这样的空位称为肖脱基空位。
弗兰克空位：晶体中的原子挤入节点的间隙，形成间隙原子，同时原来的结点位置也空缺，产生了一个空位，通常把这一对点缺陷（空位和间隙原子）称为弗兰克尔空位。
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。
层错：如果堆垛顺序与正常堆垛顺序有差异，即堆垛层之间发生错排，则此处产生了晶体缺陷，称为层错或堆垛层错。
不全位错：柏氏矢量不等于单位点阵矢量或其整数倍的称为不全位错或部分位错。
面角位错：在fcc晶体中形成两个面的面角上，由三个不完全位错和两个层错构成的不能运动的位错组态。
扩展位错与位错束集：由一个全位错分解成两个不全位错，中间夹杂着一个堆垛层错的整个位错组态称为扩展位错，扩展位错所形成的两个不全位错重新合并成一个全位错的过程称为位错束集。
奥罗万机制：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。
（位错绕过机制）晶界：晶粒与晶粒的交界区相界：各相之间的交界面晶界偏聚：由于晶内和晶界的畸变能差别或空位的存在使得溶质原子或杂质原子在晶界上的富集现象。
非平衡偏析：实际上，表面区成分的偏析主要发生在几十纳米到几个微米的范围，这种偏析称为非平衡偏析滑移系：滑移面以及该面上的一个滑移方向的组合称为一个滑移系交滑移：两个或多个滑移面共同沿着一个滑移方向的滑移。
实质是螺位错在不该表滑移方向的情况下，从一个滑移面滑到与另外一个滑移面的交线处，转移到另一个滑移面的过程。
织构：多晶体中位向不同的晶粒取向变得大体一致，就称择优取向，简称织构。
在Ni3Al中钙的平衡晶界偏聚和硅的平衡晶界反偏聚
进 一 步研 究得 知 ， ｉ ｌ 金 中钙 存 在 平 衡 晶界 偏 聚 Ｎ 合 Ａ 行 为 ， 硅存 在平 衡 晶界 反偏 聚行 为 。 而
为 了定 量确 定 钙 的 平 衡 晶 界 偏 聚 和 硅 的 平衡 晶
在 Ｎ３ ｌ ｉ 中钙 的 平衡 晶 界 偏 聚 和 硅 的 平 衡 晶界 反 偏 聚 Ａ
胡 静 ， 张 云 林 栋 梁 ，
（ ．上海 交通 大学 材 料科 学 与工 程学 院 ，上 海 １ ２０ ３ ； ０ ０ ０ ２ 江 苏石 油化 工 学 院机 械工 程 系 ，江 苏 常 州 ２ ３ １ ） ． １０ ６
型 ）定 向 凝 固 Ｎ， 合 金 板 材 ， 含 量 为 ｉ 钙
含硼 Ｎ ｌ 金 塑 性有 显 著 提 高 ， ｉ 合 Ａ 特别 是 能 进 一 步提
高合金 的高温 塑性 。前期 的工 作 表 明 ， 加 ０ ０ ａ％ 添 ．１ｔ
０ ０２ ａ％ ， ．１７ｔ 硅含量 为 ２ｔ ａ％和 ８ｔ ａ％。三 种 合 金分 别 记
测试 条 件 为 ： 电子 加速 电压 ３ Ｖ、 ｋ 电子 束 流 ２～２０ ．６×
１ ０。 Ａ
、
真 空度 ６ １ ０ ａ 氩离 子 束 加 速 电压 ４ Ｖ、 ． ×１ ～Ｐ 、 ｋ
界反 偏聚 行 为 ， 文 利用俄 歇 剖 层分 析方 法测 量 了不 本 同温 度保 温 和 以不 同 冷 速 冷 却 后 钙 和 硅 沿 Ｎ 晶 ｉ
为 Ｎ３ Ｉ ．９４ ｔ Ｂ０ ０２ ａ％Ｃ ， ｉ １ ．９４ｔ － ｉ － ０４ ａ％ － ．１７ｔ ａ Ｎ３ — ０４ ａ％Ｂ Ａ ０ Ａ０ ２ｔ Ｓ ａ％ ｉ和 Ｎ Ｉ ．９ ４ ｔ Ｂ８ ｔ Ｓ。 合 金 板 在 ｉ 一 ０ ４ ａ％ ．ａ％ ｉ Ａ０ １７ Ｋ空 气介 质 中保 温 ４ ｈ后 炉冷 。 ３３ ８ 沿 垂 直 于柱 晶 的方 向截 取 圆棒状 俄 歇 分析 试 样 。 为 了确 定 温度 对偏 聚 的影 响 ， 密 封 于 石 英 管 （ 空 将 真
微量元素晶界偏聚特性的研究的开题报告
微量元素晶界偏聚特性的研究的开题报告一、选题背景和意义晶界是固体材料中两个晶粒相邻接处的区域，它是影响晶体材料力学性能、物理性能和化学性能的重要因素之一。
微量元素作为晶界中重要的溶质原子，其在晶界的偏聚特性对材料性能的影响不容忽视。
目前，关于微量元素在晶界偏聚的研究还比较少，尤其是针对不同微量元素在晶界偏聚的特性和机制的探讨更是缺乏系统性和深度性的研究。
本文选取了微量元素在晶界偏聚特性研究为主题，旨在探究不同微量元素在晶界偏聚的特性，揭示微量元素在晶界偏聚中起到的重要作用，为制备高性能材料提供科学依据和理论支持。
二、研究内容和方法1. 研究内容（1）对不同微量元素在晶界偏聚的特性进行系统性研究；（2）分析微量元素在晶界偏聚中的机制；（3）探究微量元素在晶界偏聚中的作用；（4）为制备高性能材料提供科学依据和理论支持。
2. 研究方法（1）采用X射线衍射仪等表征手段对材料进行结构表征；（2）采用场发射扫描电镜等手段对晶界位置和微量元素分布情况进行观察和分析；（3）应用第一性原理计算方法和分子动力学模拟方法对微量元素在晶界偏聚的机理和作用进行理论研究。
三、预期目标和研究价值1. 预期目标（1）研究不同微量元素在晶界偏聚的特性，探究微量元素在晶界偏聚中的机制和作用；（2）为制备高性能材料提供科学依据和理论支持。
2. 研究价值（1）揭示微量元素在晶界偏聚中的特性和机制，为制备高性能材料提供科学依据和理论支持；（2）推动微量元素在材料科学领域的应用和发展。
四、进度安排和预算1. 进度安排（1）前期准备和文献调研：2个月；（2）样品制备和表征：3个月；（3）微量元素在晶界偏聚的特性研究：6个月；（4）微量元素在晶界偏聚中的机理和作用研究：6个月；（5）论文撰写和论文答辩：2个月。
2. 预算（1）材料采购费用：10000元；（2）仪器设备维护费用：5000元；（3）差旅费和实验用品费用：8000元。
总预算为23000元。
晶界对性能的影响
晶界对合金性能的影响机理之五兆芳芳创作晶界是固体资料中的一种面缺陷，按照晶界角度的大小可以分为小角晶界（θ<10°）和大角晶界，亚晶界均属小角度晶界，一般小于2°，多晶体中90％以上的晶界属于大角度晶界.按照晶界上原子匹配优劣程度可以分为重位晶界和凌乱晶界.在晶界处存在一些特殊的性质：（1）晶界处点阵畸变大，存在晶界能.晶粒的长大和晶界的平直化都能削减晶界面积，从而下降晶界的总能量，这是一个自发进程.晶粒的长大和晶界的平直化均需通过原子的扩散来实现，因此，温度升高和保温时间的增长，均有利于这两进程的进行；（2）晶界处原子排列不法则，在常温下晶界的存在会对位错的运动起阻碍作用，致使塑性变形抗力提高，宏不雅表示为晶界较晶内具有较高的强度和硬度.晶粒越细，资料的强度越高，这就是细晶强化；低温下则由于晶界存在一定的粘滞性，易使相邻晶粒产生相对滑动；（3）晶界处原子偏离平衡位置，具有较高的动能，并且晶界处存在较多的缺陷如空穴、杂质原子和位错等，故晶界处原子的扩散速度比在晶内快得多；（4）在固态相变进程中，由于晶界能量较高且原子勾当能力较大，所以新相易于在晶界处优先形核.原始晶粒越细，晶界越多，则新相形核率也相应越高；（5）由于成分偏析和内吸附现象，特别是晶界富集杂质原子的情况下，往往晶界熔点较低，故在加热进程中，因温度太高将引起晶界熔化和氧化，导致“过热”现象产生；（6）由于晶界能量较高、原子处于不稳定状态，以及晶界富集杂质原子的缘故，与晶内相比晶界的腐化速度一般较快.这就是用腐化剂显示金相样品组织的依据，也是某些金属资料在使用中产生晶间腐化破坏的原因；（7）低温下晶界强度比晶粒内高，低温下晶界强度比晶内低，表示为低温弱化.基于上述几点晶界的特殊性质，使得多晶资料的塑性变形、强度、断裂、脆性、疲劳和蠕变等性能与单晶资料相比存在很大差别，即晶界不合的特殊性质具体体现在了合金的不合性能.但合金性能与晶界特性间绝不是一一对应的关系，而是几种甚至是所有特性的配合作用而表示出来，不合成分的合金在性能上也表示出各别.1 晶界与塑性变形晶界对多晶体的塑性变形的影响起因于下述原因:①晶界对滑移的阻碍作用；②晶界引起多滑移；③晶界滑动；④晶界迁移；⑤晶界偏聚.1.1晶界的阻滞效应塑性变形主要有滑移和孪生两种方法，而滑移和孪生进行均需要借助位错的运动，因为90%以上的晶界是大角度晶界，结构庞杂由约几个纳米厚的原子排列紊乱的区域与原子排列较整齐的区域瓜代相间而成，这种晶界自己使滑移受阻而不容易直接传到相邻晶界，实验上很早就不雅察到在变形进程中，位错运动在晶界受阻，滑移线停止在晶界处，表示为晶界对滑移起阻碍作用，这个现象称为位错在晶界塞积，图1为钛合金中位错在晶界塞积的电子显微图.晶界对滑移的阻碍作用与晶体结构有关，对于滑移系统少的晶体，例如六方结构晶体（如Mg，只有6个滑移系），晶界的影响很明显，对于滑移系统较多的晶体(例如面心和体心立方晶体，面心立方有12个滑移系，体心立方有48个滑移系)，晶界对滑移的影响要小些.在低温和室温下变形时，由于晶界强度比晶粒强，并且晶粒间具有不合的取向，这使得滑移的传递需要激起相邻晶粒的位错源，表示为晶粒间的取向差效应，表示出塑性变形的阻碍.多晶体的塑性变形虽然力求均匀，但是由于各晶粒的取向不合，各晶粒之间的取向差以及晶界结构的差别，因而使得各晶粒内部以及各晶界处的变形呈现微不雅差别，Ashby研究发明，因为位错导致的的应力集中，使得晶粒内表示为均匀变形，而晶界处为非均匀变形.由于晶界对多晶体变形的阻碍作用，因此当晶粒越细，晶界所占的面积越大，对滑移的阻碍作用就越大，然而这只是从晶界的角度出发，从实际情况来说，晶粒细化会提高合金的塑性，有文献[1]报导锻造的Mg合金通过晶粒细化后其塑性会变好，这可能和晶界增加，晶界协调性增加有关，这也可以从蒋婷慧[2]的研究中得到证实，该研究发明Al-Mg合金中不合尺寸晶粒中的位错密度不合, 对尺寸小于100nm的晶粒，晶内晶界无位错，其晶界清晰平直，而尺寸大于200nm的大晶粒，晶内晶界存在很高密度的位错.1.2晶界的多滑移晶界使多晶的变形变得不均匀，为了保持相邻晶粒之间变形的连续性，而不在晶界上产生裂纹，变形导致晶界邻近产生多滑移（Hauser等研究晶界处的应力集中发明滑移带空间间距在几个微米时，在邻近晶界会产生多系滑移），为了使每一晶粒与邻近晶粒产生协调变形，理论阐发标明：每一个晶粒至少需要5个滑移系同时开动.FCC和BCC金属能满足5个以上独立的滑移系的条件，塑性通常较好.多系滑移的存在促进了塑性变形的安康进行，Masataka Tokuda等[3]研究了多滑移在多晶金属中的影响，研究发明多滑移的存在阻止了晶粒内部应力的增加及塑性变形早期的裂纹，并且多滑移在随着变形的进行中应力矢量与塑性应变增加矢量之间的差别的现象消失中起着重要的作用.1.3晶界的滑动、迁移合金在低温变形时，除了根本的变形方法外，相邻晶粒还会产生相对滑动及迁移，此时晶界在低温状态下会呈现软化状态，相邻两晶粒在剪应力作用下沿晶界产生的滑动称为晶界滑动.余琨等[4]研究了镁合金塑性变形机制，研究发明大尺寸晶粒塑性变形机制是镁合金中典型的滑移和孪生机制，而在含有小尺寸晶粒镁合金中，小晶粒通过晶粒间晶界的滑动协助大晶粒变形，两种机制配合作用提高了合金的变形能力.晶界滑动经常陪伴着晶界迁移，晶界迁移是由于外应力或热运动驱动力作用，晶界向界面垂直标的目的的运动，晶界迁移也是塑性的一种影响因数，M.Yu.Gutkin等[5]研究了转动塑性变形下纳米晶资料的晶界迁移，研究发明应力诱导下的晶界迁移是塑性变形进行的运动方法，晶界迁移引起晶界应变能的变更，尔后又影响晶界的移动有否.实验证明，晶界迁移与晶界结构有关，周自强等[6]采取Bridgeman-Stockbarger法制取了一系列具有不合晶界结构参数的纯Al双晶试样，辨别测定它们在不合加热温度和保温条件下的晶界迁移距离和晶界迁移速率.实验发明，晶界迁移产生于较高的加热温度，晶界迁移对晶界结构很敏感，随着晶界取向差的增大，晶界迁移距离和迁移速率增加.但是在小角度晶界和某些特殊角度晶界，其晶界迁移距离和晶界迁移速率很低，甚至为零.1.4晶界偏聚由于晶界区中的原子排列畸变较大，相应的自由能比较高，杂质原子或合金中的溶质原子容易从基体扩散到晶界导致晶界能下降，由于杂质容易在晶界偏聚，一般说来晶界上杂质的浓度要比体浓度高，但又与金属和杂质的种类有关，由于杂质原子或合金元素在晶界处的偏聚使得位错运动的阻碍增加，位错运动就越困难，从而使得塑性变形就变得加倍困难.平衡偏聚浓度可用下式暗示：陈贤淼等[7]研究P的晶界偏聚浓度对塑性的影响发明P的晶界偏聚浓度越高，其塑性就越差，因此P的晶界偏聚是造成低合金钢在低温塑性变形进程中产生塑性下降的重要原因之一.Hideki Matsuoka等[8]研究了Cu，Sn对含不合C含量的热塑性的影响，研究发明在800℃和900℃之间Cu、Sn会往晶界处偏聚，随着Cu或Sn的参加，热塑性不竭削减，当同时参加Cu和Sn时热塑性达到最低.2 晶界与合金强度从理论上讲，提高合金强度有两种方法，一种是完全消除内部的位错和其他缺陷，但在当前的产业水平来说是不现实的，所以主要采取另一种途径即在合金中引入大量缺陷，以阻碍位错的运动来达到强化效果.从而从晶界对位错的阻碍作用体现了晶界对强度改性的重要性，晶界强化作用主要考虑直接和直接两种方法.直接强化作用是着眼于晶界自己对晶内位错滑移所起的阻碍作用.无论是小角度晶界仍是大角晶界都可以看成是位错的荟萃体，从而成为直接阻碍晶内位错运动的障碍.这种直接强化作用涉及到晶界与晶格滑移位错的交互作用，包含以下几个方面：（1）晶界具有短程应力场，可阻碍晶格滑移位错进入或通过晶界，这是一种由位错与晶界的应力场的交互作用所引起的一种局部强化作用.对于一个无限长的小角度晶界，由于列位错的应力场彼此抵消的结果，将会表示出具有短程应力场的特点，故当晶格位错进入晶界的短程应力场时，便会受到一定的阻碍作用.（2）若晶格滑移位错穿过晶界时，其柏氏矢量产生变更，并形成晶界位错（如果在第一种情况下若应力较大时，晶格位错可切过位错墙，而在晶界上形成台阶或晶界位错.在切当时晶格位错的相氏矢量要有所改动，其变更量称为晶界位错的柏氏矢量）.晶界位错当其具有位于晶界面的柏氏矢量时，可沿晶界滑移；而当其柏氏矢量具有垂直于晶界面的份量时，可沿晶界攀移，在晶界位错攀移时，要产生或吸收晶格空位，当晶界位错与晶界中的“坎”相遇时，除非所形成的晶界位错从滑移带与晶界相交处移开，不然会引起反向应力阻碍进一步滑移.极可能，在部分滑移传递时，会形成沿晶界位错塞积组态.这时晶界是否流变便成为决定强化程度的重要因素.（3）晶格位错也可与晶界位错相交产生位错反响.其结果也使位错运动受阻.此外，当晶格位错切过晶界位错时也可与晶界位错相交截而形成割阶或弯折.所需附加的能量也会引起硬化效应.若将此效应扩展到大角晶界时，可使晶界形成台阶而使晶界面积增加.滑移位错与大角晶界也会产生交互作用.除了晶界自己对晶内位错滑移所起的阻碍作用，还有晶界发射位错机制.晶界可以作为位错源向晶内发射位错.若晶界中的“坎”或台阶自己是晶界位错的话，在外力的作用下可产生分化反响而生成晶格位错.由于每个晶界位错只能产生一个晶格位错，这种晶界位错源最终会衰竭.若晶界中的“坎”或台阶自己不是晶界位错，当沿晶界滑动的晶界位错，遇到晶界上的“坎”或台阶时，可通过位错反响分化成两个位错.所生成的晶界位错应为螺形位错，以使之交滑移而沿晶界持续前进，不然会引起位错塞积，而阻碍位错反响及向晶内发射位错进程的持续进行.位错塞积群的领先位错可能进入晶界，因晶界位错塞积引起长程应力场，需通过攀移而使晶界位错取得无应力状态的晶界.作为强化方法之一的细晶强化应属于直接强化方法，Hall-Petch关系就是在位错塞积模型根本上导出的，按照Hall-Petch公式σs=σo+kd-1/2可知，随着晶粒半径的减小，σs增大，而从晶界的影响考虑，随着晶粒的减小，相对晶界所占有的空间增大，从而使得位错运动所受的阻力增大.张明等[9]研究了高锰不锈钢的晶界强化，研究发明在固溶处理及热轧后完全再结晶的条件下，钢的硬度仅取决于奥氏体晶粒尺寸，硬度与奥氏体晶粒尺寸的关系为:HV=157+7.128d-1/2.2.2 直接强化机理直接强化作用是着眼于晶界的存在所引起的潜在强化效应，主要有以下两种：（1）次滑移引起强化：由双晶体模型可见，晶界的存在可引起弹性应变不匹配和塑性应变不匹配两种效应，在晶界邻近引起多滑移.由弹性应变不匹配效应在主滑移前引起次滑移时，可对随后主滑移组成林位错加工硬化机制.这种先次滑移后主滑移的机制在晶界潜在强化中起着重要作用.塑性应变不匹配应力易于激起晶界位错源，位之放出位错而导致晶界邻近区域快速加工硬化.（2）晶粒间取向差引起强化：由于相邻晶粒取向不问，会引起两者主滑移系统取向因子出现差别.若大外力作用下，某一晶粒先开始滑移时，相邻晶粒内的主滑移系统难于同时开动.这说明晶界邻近能使运动位错的晶体学特性受到破坏，从而引起强化效应.3晶界偏聚前面已经论述过晶间偏聚对塑性的影响，但晶间偏聚对合金断裂及腐化也会有很大的影响.杂质在晶界上的偏聚在很大程度上影响合金的断裂性能，某些有害杂质在品界偏聚将极大地下降晶界结协力，在外力作用下很容易产生沿晶断裂，Ying Zhang等[10]发明由于S偏聚的存在使得界面间的键削弱了，使得试样的拉伸应力比没有偏聚时的存在削减了18%.他们论证在拉伸试验时界面上S-Al原子簇的独特性质.这些原子簇形成类似于在大块S中的一维链结构，并且在拉伸进程中不变更直到产生断裂，但是却影响了晶界的结构.由于偏析的S原子只与他邻近的少量Al原子形成强键，导致晶界处的Al-S键变弱.他们认为实验不雅察到的Al晶粒间的脆化是由于S偏聚导致的晶界弱化引起的.G.D. West等[11]的研究标明当稀土元素掺杂到Al中时相比较没有掺杂的资料在晶粒大小相同时晶连续裂的比例显著增加.他们将他解释为稀土元素的在晶界处的偏析削减了概略能，从而下降了晶连续裂所做的功.然而其实不是所有元素对脆性断裂都是有害的，D. FARKAS等[12]研究了替换元素Ni、Cr对脆性断裂的影响发明Ni、Cr在晶界处的偏聚虽然也会下降晶界处的结合能，但Cr的浓度只有达到一定量时才不雅察到脆断，而Ni的影响却几近没有.而Miyoung Kim 等[13]通过第一性原理计较电子结构研究了间隙N对Fe Σ3[1 1 0](1 1 1)晶界的结协力的影响发明N提高了晶界结合能.3.2 腐化晶间腐化是指金属资料在特定的腐化介质中,晶粒鸿沟或其紧邻区域的腐化速度比晶粒本体更快而导致晶粒间丧失结协力,以至于资料机械强度几近完全丧失的一种局部腐化行动.晶间腐化的机理之一是杂质元素沿晶界偏析理论，李异[14]等研究316L 不锈钢的晶间腐化发明磷和硅的晶间偏聚是引起晶间腐化的主要原因，在晶间区用AES阐发可以检测到磷硅的存在而在晶内却检测不到说明晶界区磷和硅的浓度与晶内的浓度有明显的差别.主要原因可能是与晶内相比，晶界上原子排列紊乱，并有许多大小不合的孔洞，溶质原子处在晶界会引起系统畸变能下降.磷是一个概略活性元素，偏聚到晶界可下降晶界能，使系统总的自由能下降.晶间偏聚的磷，在腐化开始时起诱导作用，含磷物质的溶解，仅仅是被腐化的资料总量的一小部分.除了晶界偏聚对腐化影响外，晶界处的腐化沟槽深度也与晶界角有很大关系.4晶界与其他性能晶界的影响除了在塑性、强硬度、脆性断裂及腐化上有很大影响外，在低温蠕变、脆性及疲劳等性能上均有很大影响.金属在恒定应力下产生的迟缓而连续的变形称为蠕变，[15]研究了蠕变进程中的晶界位错理论，Byung-Nam Kim等[16]研究了晶界滑动在蠕变中的作用，由于晶界滑动，宏不雅应变达到晶粒最大应变的60%，而不考虑滑动则是40%.综合来看在蠕变进程中存在两方面的作用:①晶界滑动对蠕变的奉献（低温下占主导）；②晶界对晶内滑移的阻碍作用（低温下占主导）.因此多晶资料的总蠕变量为：εc= εs+ εg式中εs为晶界滑动的奉献，εg为晶粒内部位错运动引起的蠕变，晶界滑动和位错的作用在塑性变形的讨论中已讨论过.合金的脆性和疲劳性能大多是与晶界偏聚有关.参考文献[1]Kamado S, Ashie T, et al. Improvement of tensileproperties of wrought magnesium alloys by grain refining[J]. 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