电子版来啦！材料科学基础最全名词解释汇总

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金属中的自由电子与金属正离子相互作用所构成的键合称为金属键。无饱和性和方向性。

金属原子将自己最外层的价电子给予非金属原子，使自己成为带正电的正离子。而非金属原子得到价电子后使自己成为带负电的负离子，这样正负离子依靠它们之间的静电引力结合在一起，这种键合称为离子键。无饱和性和方向性。

共价键是由两个或多个电负性相差不大的原子间通过共用电子对而形成的化学键。有饱和性和方向性。

由瞬间偶极矩和诱导偶极矩产生的分子间引力所构成的物理键。

由相同的化学结构多次重复通过共价键或配位键连接而成的高分子化合物，称为聚合物。

重复单元的数目n，表征聚合物分子量大小的一个物理参数。【微信关注：畅研考研】

单体通过聚合反应相互连接构成链状聚合物，由化学键固定的原子空间排布方式称为构型。

无规线团模型是描述高分子（聚合物）非晶态结构的一种模型，该模型认为，高分子链之间呈无规线团状排列，分子之间任意互相贯穿和无规缠结，链段的堆砌不存在任何有序结构，因此在凝聚态结构上是均相的。

又称折叠链缨状胶束粒子模型，该模型认为非晶态聚合物并不是完全无序的，而是存在局部有序，由粒子相和粒间相两部分组成，粒子相又分为粒界区和有序区

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。

原子没有长程的周期排列，无固定的熔点，各向同性等。

在点阵中取出一个具有代表性的基本单元（最小平行六面体）作为点阵的组成单元，称为晶胞。

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，并将其中每个质点抽象为规则排列于空间的几何点，称之为阵点（阵点的具体内容称为结构基元），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，这种由他们在三维空间规则排列的阵列称为空间点阵，简称点阵。

在空间点阵中选取一个能反应其结构特点的最小结构单元称为单胞。

所有平行或相交于某一晶向直线的晶面构成一个晶带，此直线称为晶带轴。属于此晶带的晶面称为共带面。

晶带轴［uvw］与该晶带的面（hkl）存在hu+kv+lw=0的关系。

指晶体结构中原子体积占总体积的百分数。如以一个晶胞来计算，则致密度就是晶胞中原子体积与晶胞体积之比值，即：（n：原子数；υ：原子体积；V：晶胞体积）

晶体结构中任一原子周围最近邻且等距离的原子数

有些固态金属在不同温度和压力下具有不同的晶体结构，即具有多晶型性，转变的产物称为同素异构体。【微信关注：畅研考研】

两种或两种以上的金属或非金属经冶炼、烧结或其他方法组合而成并具有金属特性的物质称为合金

指合金中具有同一聚集状态同一晶体结构和性质并以界面相互隔开的均匀组成部分。

组成合金的基本的、独立的物质称为组元。组元可以是金属和非金属元素，也可以是化合物。

在局部范围内，原子偏离其正常的点阵平衡位置造成的畸变称为点阵畸变。

溶质原子以原子态溶入溶剂点阵中组成的单一均匀固态溶体称为固溶体，其最大的特点是保持了原溶剂的晶体结构，但发生了点阵畸变，分为置换固溶体和间隙固溶体。

当溶质原子溶入溶剂中形成固溶体时，溶质原子占据溶剂点阵的阵点，或者说溶质原子置换了溶剂点阵的部分溶剂原子，这种固溶体就称为置换固溶体。

溶质原子分布于溶剂晶格间隙而形成的固溶体称为间隙固溶体。

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。

指金属晶体中自有电子数与原子数的比，即平均一个原子所具有的自由电子数。

电子浓度决定晶体结构的一类化合物，凡具有相同的电子浓度，则相的晶体结构类型相同。电子浓度用化合物中每个原子平均所占有的价电子数（）电子浓度为21/12的电子化合物称为ε相，密排六方结构；电子浓度为21/13的为γ相，复杂立方结构；电子浓度为21/14的为β相，一般具有体心立方结构。【微信关注：畅研考研】

非金属与金属的原子半径比值＜0.59时，形成简单结构的相，称为间隙相

非金属与金属的原子半径比值＞0.59时，所形成的相往往具有复杂的晶体结构，称为间隙化合物。

由两种大小不同且相差不大的金属原子所构成的一类中间相，其中大小原子通过适当的配合构成空间利用率和配位数都很高的复杂结构，由于这类结构具有拓扑特性，故称为拓扑密堆相。

在实际固溶体中，溶质存在不同程度的分布不均匀性，当同种原子的作用力比异种原子的作用力大时，溶质原子易于分区聚拢，形成偏聚区。当异种原子间作用力大时，溶质原子易于彼此远离，使其紧邻皆为溶剂原子，而出现小范围内的有序分布，称短程有序。

对某些成分接近一定原子比的无序固溶体，当它从高温缓冷到某一临界温度以下时，溶质原子会从统计随机分布状态过渡到占有一定位置的规则排列状态，即发生有序化过程，形成有序固溶体。长程有序的固溶体在其X射线衍射图上会产生外加的衍射线条，这称为超结构线，所以有序固溶体又称为超结构或超点阵。

原子或离子周围与它直接相邻结合的原子或离子的中心连线所构成的多面体，称为原子或离子的配位多面体。

在实际晶体中，由于原子（分子、离子）的热运动，以及晶体的形成条件、冷热加工过程和其他辐射、杂质等因素的影响，原子的排列存在各种偏离理想结构的情况，称为晶体缺陷。包括点缺陷、线缺陷、面缺陷和体缺陷。

在个体中晶体中，当某一原子具有足够大的振动能而使振幅增大到一定程度时，就可能克服周围原子对它的制约作用，跳离其原来位置，迁移到晶体表面或内表面的正常结点位置上而使晶体内部留下空位，称为肖脱基空位。

离开平衡位置的原子挤入点阵中的间隙位置，而在晶体中同时形成相等数目的空位和间隙原子。

由于热起伏促使原子脱离点阵位置而形成的点缺陷称为热平衡缺陷。【微信关注：畅研考研】

在一维方向上偏离理想晶体中的周期性、规则性排列所产生的线缺陷，称为位错。其特点是围绕这条线在一定范围内原子排列发生有规律的错动，都离开了其平衡位置，它是原子排列的一种特殊组态。分为刃型位错和螺型位错。

晶体中的某一晶面，在其上半部有多余的半排原子面，好像一把刀刃插入晶体中，使这一晶面上下两部分晶体之间产生了原子错排，称为刃型位错。

位错线附近的原子按螺旋形排列的位错称为螺型位错。

将晶体上半部分切开，插入半个晶面，再粘合起来，这样在相当于刃端部位为中心线的附近的一定范围，原子发生有规则的错动，其特点是上半部分受压，下半部分受拉，这与实际晶体中的刃位错造成的情景相同，称为刃型位错模型。

将晶体的前半部分切开，以刃端为界使左右两部分沿上下发生一个原子间距的相对切变，再粘合起来，这时在已切动和未切动交界线附近，原子错动情况与真实的螺位错相似，称为螺型位错模型。

描述位错特征的一个重要矢量，它集中反映了位错区域内畸变总量的大小和方向，也是位错扫过后晶体相对滑动的量，同一晶体中，柏氏矢量越大，表明改为错导致的点阵畸变越严重，它所处的能量也越高。

在一定应力作用下，位错线沿滑移面移动的位错运动。

晶体两部分之间沿着一定得晶面和晶向发生的一种相对切变切变量是原子间距的整数倍，这种切变不改变晶体的点阵类型，也不影响晶体的取向，只是在晶体的表面出现一系列的台阶状痕迹

晶体在切应力作用下，一部分相对于另一部分以产生孪晶的方式进行切变的过程，切变量是原子间距的1/n，这种切变不改变晶体的点阵类型，但使切变区和未切变区晶体呈镜面对称取向，常作为滑移不易进行时的补充。

晶体中一个可滑移面和此滑移面上一个可滑移晶向合起来叫做一个滑移系。滑移面和滑移方向往往是金属晶体中原子排列最紧密的晶面和晶向。其他条件相同时，晶体的滑移系越多，滑移越容易进行，塑性越好。

刃型位错的位错线可沿着垂直于滑移面方向移动，刃型位错的这种移动称为攀移。

当某一螺型位错在原滑移面上运动受阻时，有可能从原子滑移面转移到与之相交的另一滑移面上去继续滑移，这一过程称之为交滑移。如果交滑移后的位错再转回和原滑移面平行的滑移面上继续运动，则称为双交滑移。

位错周围点阵畸变引起的弹性应力场导致晶体能量增加，这部分能量称为位错的应变能。

把柏氏矢量等于单位点阵矢量的位错称为单位位错。【微信关注：畅研考研】

柏氏矢量等于点阵矢量或其整数倍的位错

柏氏矢量不等于点阵矢量整数倍的位错称为不全位错。

柏氏矢量小于点阵矢量的位错

密排晶体结构可看成由许多密排原子面按一定顺序堆垛而成，实际晶体结构中，密排面的正常堆垛顺序有可能遭到破坏和错排，称为堆垛层错。可分为抽出型层错和插入型层错。

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。

在晶体表面上原子会偏离其正常的平衡位置，并影响到邻近的几层原子，造成表面的点阵畸变，使他们的能量比内部原子高，这几层高能量的原子层称为表面。

晶体表面单位面积自由能的增加称为表面能，也可理解为产生单位面积新表面所做的功。

界面上的原子处在断键状态，具有超额能量。平均在界面单位面积上的超额能量叫界面能。

多数晶体物质是由许多晶粒所组成，属于同一固相但位向不同的晶粒之间的界面称为晶界，晶界是一种内界面。

当两相在相界处的原子排列相差很大时，即错配度δ很大时形成非共格晶界。同大角度晶界相似，可看成由原子不规则排列的很薄的过渡层构成。

一个晶粒中若干个位相稍有差异的晶粒称为亚晶粒。【微信关注：畅研考研】

相邻亚晶粒间的界面称为亚晶界。

多晶材料中各晶粒之间的晶界称为大角度晶界，即相邻晶粒的位相差大于10º的晶界。

相邻亚晶粒之间的位相差小于10º，这种亚晶粒间的晶界称为小角度晶界，一般小于2º，可分为倾斜晶界、扭转晶界、重合晶界等。

不论是小角度晶界或大角度晶界，这里的原子或多或少地偏离了平衡位置，所以相对于晶体内部，晶界处于较高的能量状态，高出的那部分能量称为晶界能，或定义为形成单位面积界面时，系统的自由能变化。

若两个晶体（或一个晶体的两个部分）沿一个公共晶面构成镜面对称的位向关系，这两个晶体就称为孪晶，此公共晶面就称为孪晶面，孪晶界分为共格孪晶界和非共格孪晶界

对于复相合金，其组织由成分或结构不同，或者两者都不相同的晶粒组成。他们之间的分界面称为相界面，按其结构特点，相界面可分为共格相界、半共格相界和非共格相界。

如果两相界面上的所有原子均成一一对应的完全匹配关系,即界面上的原子同时处于两相晶格的结点上,为相邻两晶体所共有,这种相界就称为共格相界。

由构成物质的微粒的热运动而产生的的物质迁移现象称为扩散。

固体中由于原子的热运动所造成的物质传输过程称为固态扩散【微信关注：畅研考研】

由浓度梯度所决定的，扩散方向与浓度梯度方向相同，这样的扩散叫化学扩散。

把不依赖浓度梯度，而仅由热震动而产生的扩散称为自扩散。

在各种扩散介质中所发生的扩散过程都是溶质原子和溶剂两个组元同时在进行扩散，而且扩散方向正好相反的扩散称为互扩散。

当固体中存在着成分差异时，原子将从高浓度处向低浓度处扩散，菲克总结出扩散通量J与浓度梯度成正比，数学表达式为：；J为扩散通量，表示单位时间内通过垂直于扩散方向单位面积的扩散物质的质量（kg/（m2·s））；D为扩散系数（m2/s）；是扩散物质的质量浓度（kg/m3）；负号表示扩散方向与质量浓度梯度方向相反。使用条件：稳态扩散。

在稳态扩散过程中，扩散组元的浓度只随距离变化，而不随时间变化。

扩散组元的浓度不仅随距离x 变化，也随时间变化的扩散称为非稳态扩散。

固溶体在非平衡冷却条件下，匀晶转变后新得的固溶体晶粒内部的成分是不均匀的，先结晶的内核含较多的高熔点的组元原子，后结晶的外缘含较多的低熔点的组元原子，而通常固溶体晶体以树枝晶方式长大，这样，枝干含高熔点组元较多，枝间含低熔点组元原子多，造成同一晶粒内部成分的不均匀现象。

两个纯组元构成的扩散偶，在扩散的过程中，界面将向扩散速率快的组元一侧移动。反映了置换原子的扩散机制。

溶质原子从低浓度向高浓度处扩散的过程称为上坡扩散。表明扩散的驱动力是化学位梯度而非浓度梯度。【微信关注：畅研考研】

这是原子扩散的一种机制，对于间隙原子来说，由于其尺寸较小，处于晶格间隙中，在扩散时，间隙原子从一个间隙位置跳到相邻的另一个间隙位置，形成原子的移动。

由于晶界表面及位错等都可视为晶体中的缺陷，缺陷产生的畸变使原子迁移比在完整晶体内容易，导致这些缺陷中的扩散速率大于完整晶体内的扩散速率，常把这些缺陷中的扩散称为短路扩散。

伴随有化学反应而形成新相的扩散称为反应扩散。

晶体两部分之间沿着一定得晶面和晶向发生的一种相对切变切变量是原子间距的整数倍，这种切变不改变晶体的点阵类型，也不影响晶体的取向，只是在晶体的表面出现一系列的台阶状痕迹

晶体中一个可滑移面和此滑移面上一个可滑移晶向合起来叫做一个滑移系。滑移面和滑移方向往往是金属晶体中原子排列最紧密的晶面和晶向。其他条件相同时，晶体的滑移系越多，滑移越容易进行，塑性越好。

滑移系开动所需的最小分切应力；它是一个定值，与材料本身性质有关，与外力取向无关。

分切应力与轴向应力（外加拉伸应力）的比值，亦称取向因子，即=cosΦcosλ, Φ为滑移面与外力F 中心轴的夹角，λ为滑移方向与外力F 的夹角。通常取向因子大的为软取向，而取向因子小的为硬取向。

在具有多组滑移系中的晶体中，若只有一组滑移系取向有利，该方向的分切应力达到临界分切应力时，便发生单系滑移称为单滑移。

晶体的滑移可能在两个或更多的滑移面上同时进行或交替进行，，当外力在几个滑移系上的分切应力相等并同时达到了临界分切应力时，产生同时滑移的现象。称为多系滑移。

两个或多个滑移面沿着某个共同的滑移方向同时或交替滑移称为交滑移。

晶体的滑移必须在一定的外力作用下才能发生，这说明位错的运动要克服阻力，这种阻力来自于点阵结构的周期性对位错运动的阻碍，这一点阵阻力称之为派纳力。

晶体在切应力作用下，一部分相对于另一部分以产生孪晶的方式进行切变的过程，切变量是原子间距的1/n，这种切变不改变晶体的点阵类型，但使切变区和未切变区晶体呈镜面对称取向，常作为滑移不易进行时的补充。

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气团，是由柯垂尔首先提出，又称柯氏气团。

间隙型溶质原子和位错的交互作用很强，位错被牢固地钉扎住，位错要运动，必须在更大的应力作用下才能挣脱柯氏气团的钉扎而移动，这就形成了上屈服点，而一旦挣脱之后位错的运动就比较容易，因此应力下降出现下屈服点和水平台，宏观上就表现为屈服现象。

第一次拉伸后，再立即进行第二次拉伸，拉伸曲线上不出现屈服阶段。但第一次拉伸后的低碳钢试样在室温下放置一段时间后，再进行第二次拉伸，则拉伸曲线上又会出现屈服阶段。不过，再次屈服的强度要高于初次屈服的强度。这个试验现象就称为应变时效。

形变首先始于试样或工件的应力集中区域，一旦开始发生，就立即表现出来软化效果，形变就在这里集中进行，并达到一定程度，形成狭窄的条状带形变区称为吕德斯带。

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。

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。【微信关注：畅研考研】

晶粒愈细小，晶界总长度愈长，对位错滑移的阻碍愈大，材料的屈服强度愈高。晶粒细化导致晶界的增加，位错的滑移受阻，因此提高了材料的强度。

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。

金属材料经冷加工变形后，其强度和硬度显著提高，而塑性则很快下降，即产生了加工硬化现象。

在塑性变形中，随着形变程度的增加，各个晶粒的滑移面和滑移方向都要向主形变方向转动，逐渐使多晶体中原来取向互不相同的各个晶粒在空间取向上呈现一定程度的规律性，这一现象称为择优取向，这种组织状态则称为形变织构。

指新的无畸变晶粒出现之前所产生的亚结构和性能变化的阶段。

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）

晶界两侧因变量不同，位错密度不同，形变储存能不同，造成高应变能一侧被吞吃掉，形成新晶粒。

冷变形金属开始进行再结晶的最低温度称为再结晶温度；工业生产中则通常以经过大变形量的冷变形金属，经1h退火能完成再结晶所对应的温度定义为再结晶温度。【微信关注：畅研考研】

冷变形金属加热时，当变形程度很小时，储存能不足以驱动再结晶，晶粒大小没有变化，保持原始晶粒尺寸，当变形程度增大到一定数值时，畸变能足以引起再结晶，此时所需要的最小预先冷变形量，称为临界变形度。由于变形程度不大，N/G比值很小，得到特别粗大的晶粒。

再结晶结束后少数晶粒异常长大的过程称为不连续晶粒长大或二次再结晶，是一种特殊的长大现象。

具有形变织构的金属经再结晶后的新晶粒通常仍具有织构（即择优取向）称为再结晶织构或退火织构

铜、镍及其合金，奥氏体不锈钢等，冷变形后再结晶退火，其晶粒中会出现退火孪晶。形态主要有：晶界交角处的退火孪晶；贯穿整个晶粒的退火孪晶；一端终止于晶内的不完整退火孪晶。

热加工过程中，塑性变形使金属产生形变强化的同时发生的回复现象

热加工过程中，塑性变形使金属产生形变强化的同时发生的再结晶现象。

在热加工完毕去除外力后，已在动态再结晶时形成的再结晶核心及正在迁移的再结晶晶粒界面，不必再经过任何孕育期而继续长大和迁移的过程。

热加工时，随着应变量的增大，夹杂物、偏析、第二相、晶界、相界逐渐沿变形方向伸长，在经浸蚀的宏观磨面（低倍试样）上会出现流线或纤维组织。

复相合金中的各个相，在热加工时沿着变形方向交替地呈带状分布的组织形态称为带状组织。

在某一温度下恒定应力下发生缓慢而连续的塑性流变现象。

描述各相平衡存在条件或共存关系的图解，也可称为平衡时热力学参量的几何轨迹。

多相体系中相与相之间达到的物理化学平衡，且不随时间变化，称为相平衡，相平衡时各相的性质和数量不随时间变化，宏观上没有物质从一相到另一相的净迁移。

相律给出了平衡状态下体系中存在的相数与组元数及温度、压力之间的关系，可表示为：f=C+P-2,f 为体系的自由度数，C 为体系的组元数，P 为相数。

液态结构的原子排列为长程无序，短程有序，并且短程有序原子团不是固定不变的，它是此消彼长，瞬息万变，尺寸不稳定的结构，这种现象称为结构起伏。

各原子集团之间成分不同的现象，纯晶体凝固没有浓度起伏。

液态金属中各原子之间能量的不同和各个原子集团间尺寸的不同的现象或指体系中每个微小体积所具有的能量偏离体系平均能量水平而大小不一样的现象。【微信关注：畅研考研】

在结晶过程中，只发生结构的改组不发生成分变化，结晶出来的晶体和母相化学成分完全一样的凝固过程称为同分凝固。

在结晶过程中，成分和结构发生变化，结晶出来的晶体和母相化学成分不一样的凝固过程称异分凝固。

相变过程中冷却到相变点以下某个温度后发生转变，平衡相变温度与该实际转变温度之差称过冷度。

新相晶核是在母相中存在均匀地生长的，即晶核由液相中的一些原子团直接形成，不受杂质粒子或外表面的影响。

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。

对于易流动液体来说，形核率随温度下降至某值T突然显著增大，此温度T可视为均匀形核的有效形核温度。

用肉眼或借助放大镜、显微镜所观察到的，金属材料内部的情景，包括晶粒大小、形状、种类及晶粒之间的相对数量和相对分布。以铁碳相图为例，其具有马氏体、奥氏体、铁素体、珠光体等组织形态。

由液相结晶出单相固溶体的过程称为匀晶转变。

指凝固过程中的每个阶段都达到平衡，即在相变过程中有充分的时间进行组元间的扩散，以达到平衡相的成分。

固溶体的凝固依赖于组元的扩散，要达到平衡凝固，必须有足够的时间使扩散充分进行，但实际工业生产中，合金溶液浇铸后，冷却速度较快，在每一温度下不能保持足够的扩散时间，使凝固过程偏离了平衡条件，称为非平衡凝固。

固溶体通常以树枝状生长方式结晶，实际固溶体凝固过程中，冷速较快，固相中的原子来不及扩散，使先结晶出的枝晶轴含有较多的高熔点元素，后结晶的枝晶间含有较多的低熔点元素。称为枝晶偏析。

由一个确定成分的液相在确定的恒定温度下同时结晶出两个确定成分的固相的转变。

在平衡凝固时，只有共晶成分的合金才能获得全部的共晶组织，但是在不平衡凝固时，成分在共晶点附近的合金，也可能得到全部的共晶组织。这样的共晶组织称为伪共晶。

共晶体中的α相依附于初生α相生长，将共晶体中另一相β推到最后凝固的晶界处，从而使共晶体两组成相相间的组织特点消失，这种两相分离的共晶体称为离异共晶。

在二元相图中，包晶转变就是已结晶的固相与剩余液相反应形成另一固相的恒温转变。

由一种固相分解得到其他两个不同固相的转变。

非平衡转变过程中，处在共析成分点附近的亚共析、过共析合金，转变终了组织全部呈共析组织形态。【微信关注：畅研考研】

由两个固相反应得到一个固相的过程为包析反应。

由正常凝固可知，固溶体合金（假设K0＜1时）非平衡凝固时后凝固的部分溶质含量较先凝固的部分高。把质量浓度为ρ0的固溶体合金棒由左向右进行局部熔化，融化过后的区域再冷却凝固，随着熔化区由左向右不断向前移动，溶质原子将会不断在液相中富集，使得凝固左端部分的溶质质量浓度不断降低，右端部分的溶质原子不断富集，这使固溶体经区域熔炼后的前端部分因溶质减少而得到提纯，因此，区域熔炼又称为区域提纯。

在合金的凝固过程中，由于液相中溶质分布发生变化而改变了凝固温度，使得界面前沿液体中的实际温度低于由溶质分布所决定的凝固温度时产生的过冷称为成分过冷。

纯金属在凝固时，其理论凝固温度不变，当液态金属中的实际温度低于Tm时，就引起过冷，这种过冷称为热过冷。

热过冷和成分过冷结合起来称之为组成过冷。

碳溶解于α-Fe或δ-Fe中形成的固溶体为铁素体，用α或δ表示。δ铁素体也叫高温铁素体。148、奥氏体碳溶解于γ-Fe中形成的固溶体称为奥氏体，用γ表示。

碳与铁原子形成的复杂结构的化合物Fe3C（正交点阵），称为渗碳体。

铁碳合金共析转变的产物，是共析铁素体和共析渗碳体的层片状混合物。

铁碳相图共晶转变的产物，是共晶奥氏体和共晶渗碳体的机械混合物。

中温段珠光体转变产物，由片状铁素体渗碳体组成，层片间距较小，片层较薄。

各柱状晶的生长方式是相同的，这种晶体学位向一致的铸态组织称为“铸造织构”或“结晶织构”。

溶液浇入锭模后，与型壁接触的液体先凝固，中心部分液体后凝固。多数金属在凝固时时发生体积收缩，使铸锭内形成收缩孔洞，称之为缩孔。

指的是化学成分的不均匀性。分为肉眼可见的宏观偏析（区域偏析）和在显微镜下才能看到的显微偏析，宏观偏析包括正常偏析、反偏析和比重偏析；显微偏析包括胞状偏析、枝晶偏析和晶界偏析。

当合金的分配系数K0＜1时，先凝固的外层中溶质含量较后凝固的内层低，合金铸件中心的溶质质量浓度较高的现象，是凝固的正常现象，故称作正常偏析。【微信关注：畅研考研】

在k0＜1的合金铸件中，溶质质量浓度在铸件表层比中心高，只有当合金在凝固时体积收缩，并在铸件中心有孔隙时才能形成反偏析。

常产生在结晶早期，由于初生相与溶液之间密度相差悬殊，轻者上浮，重者下沉，从而导致上下成分不均匀的现象称为比重偏析。

当成分过冷度较小时，固溶体晶体呈胞状方式生成，若合金分配系数k0＜1，在胞壁处溶质富集；k0＞1，胞壁处溶质贫化。

非平衡凝固时，先凝固的枝干和后凝固的枝干间的成分不均匀的现象，合金通常以树枝状生长，一棵树枝晶就形成一颗晶粒，枝晶偏析常在一个晶粒范围内，故也称为晶内偏析。

在k0＜1的合金中，液相富含溶质组元、相邻晶粒长大至相互接触，后凝固的部分溶质原子最后被推向晶界处，形成晶界偏析。

三元相图中的温度轴和浓度三角形垂直，所以固定温度的截面图必定平行于浓度三角形，这样的截面图称为水平界面，也称等温截面。

固定一个成分变量并保留温度变量的截面图，必定与浓度三角形垂直，所以称为垂直截面，或称为变温截面。【微信关注：畅研考研】

若把一系列不同温度的水平截面中的相界线投影到浓度三角形中，并在每一条投影上标明相应的温度，这样的投影图就叫做等温线投影图

处于三相平衡的合金，其成分点必位于共轭三角形的重心位置。

在相变时，新旧两相的化学势相等，化学势的一次偏导不相等的相变称为一级相变。一级相变伴随着熵变和体积的变化。

相变时，新相和旧相化学势相等，化学势的相的一次偏导数也相等，但二次偏导数不等的相变称为二级相变，二级相变时熵和体积不变，但比定压热容、压缩系数、膨胀系数改变。

新生相α的某一晶面往往分别与母相β的给定晶面平行。这种关系称为K-S关系。

固态相变过程种，新相成长时，易于沿着母相某些特定的晶面和晶向，以针状或片状的形式优先发展，这种现象叫惯习现象。这种特定的晶面叫惯习面，特定的晶向叫惯习方向。

具有惯习现象的组织称为魏氏组织。

过渡相是指成分或结构或者两者都处在新旧相之间的一种亚稳相，过渡相是为了克服相变阻力形成的协调性折中产物，条件允许的情况下会自发向稳定相转变。

固态相变由于温度低，原子扩散困难无法进行，而旧相又难以保留时，可以通过切变方式无扩散地转变成另一新相-马氏体相，这类相变可以统称为马氏体转变。马氏体转变无扩散过程，原子协同作小范围位移，以类似于孪生切变方式进行，新旧相只产生结构类型变化而相化学成分不变、且具有共格关系。

马氏体相变造成弹性应变，而当外加弹性变性后可以使马氏体相变产生逆转变，这种马氏体称为热弹性马氏体。或马氏体相变由弹性变性来协调。这种马氏体称为热弹性马氏体。

当马氏体相变的形状变化是通过弹性变形来协调时，称为热弹性马氏体相变。

应力增加，马氏体转变量增加，应力减小，马氏体转变量减小，若应力取消，则马氏体回到高温相。

当固溶体因温度变化等原因呈过饱和状态时，将自发地发生分解过程，其所含的过饱和溶质原子通过扩散而形成新相析出，这个过程称为脱溶

过饱和固溶体在一定温度下分解成结构相同、成分不同的两个相的过程。调幅分解是自发的脱溶过程，它不需要形核，而是通过溶质原子的上坡扩散形成结构相同而成分呈周期性波动的纳米尺度共格微畴，以连续变化的溶质富集区与贫化区彼此交替地均匀分布于整体中。

过饱和固溶体后续在室温或高于室温的溶质原子脱溶过程。【微信关注：畅研考研】

经淬火后的铝合金强度、硬度随时间延长而发生显著提高的现象称之为时效，也称铝合金的时效。

当固溶体因温度变化等原因呈过饱和状态时，将自发地发生分解过程，其所含的过饱和溶质原子通过扩散而形成新相析出，这个过程称为脱溶。脱溶过程通常不直接析出平衡相而是通过亚稳态的过渡相逐步演变而来，典型的例子就是Al-4.5%Cu合金进行固溶处理（加热到540℃）后进行时效处理（100-200℃保温），其沉淀相按G.P.区→θ”区→θ’区→θ相的顺序进行，称为脱溶贯序。

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。

如果材料从液相的冷却速度很大，使结晶的形核生长来不及进行，则可以避开结晶，在熔点以下以过冷液体的形式继续冷却。当温度降至某一温度Tg以下时，液相的粘度大大增加，原子迁移难而处于“冻结”状态，结晶过程被抑制进入了玻璃态，这一温度Tg称为玻璃化温度。

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