材料工程基礎(chǔ)講稿

1、2021/2/111 45 馬氏體轉(zhuǎn)變的動(dòng)力學(xué) 轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué):形核率和長(zhǎng)大速度所決定。 M為非擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變,長(zhǎng)大速度很快:M一旦形核便很快 長(zhǎng)大,形核率控制因素。 1M轉(zhuǎn)變的形核 關(guān)于M轉(zhuǎn)變的形核問(wèn)題,即M的核究竟是怎樣形成的出 現(xiàn)許多假說(shuō),但均不夠完善。其困難在于如何解釋M轉(zhuǎn)變 時(shí)為什么在少數(shù)情況下可以與其它轉(zhuǎn)變一樣恒溫形核外, 大部分合金必須不斷降溫才能形核以及為什么降溫形核不 需要孕育期,到溫即可瞬時(shí)形成 2021/2/112 1）熱形核說(shuō)）熱形核說(shuō) 經(jīng)典的形核理論:M轉(zhuǎn)變單元素的同素異構(gòu) 轉(zhuǎn)變,形核率決定于形成臨界尺寸核胚的激活能即 形核功G*和原子從母相轉(zhuǎn)入新相所需克服的能壘 即核胚長(zhǎng)大

2、激活能Q。按照這一理論,形核功G*來(lái) 源于熱起伏,核胚的長(zhǎng)大是靠原子一個(gè)個(gè)地從母相 轉(zhuǎn)入新相來(lái)實(shí)現(xiàn)的。但由該理論計(jì)算出Fe-30Ni合 金于Ms點(diǎn)（233K）時(shí)形成臨界尺寸核胚的 G*5.4108J/mol。 It is impossible! 2021/2/113 2缺陷形核缺陷形核 實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn):M的核胚在合金中并非均勻分布,而 是在其中一些有利的位置優(yōu)先形成。結(jié)構(gòu)不均勻的 區(qū)域,如位錯(cuò)、層錯(cuò)等晶體缺陷,晶界、亞晶界或 由夾雜物造成的內(nèi)表面以及由于晶體成長(zhǎng)或塑性形 變所造成的畸變區(qū)等。從能量的觀點(diǎn)看,是由于上 述區(qū)域具有較高的自由焓,因而可作為M的核胚。 2021/2/114 用直徑10100

3、m的Fe-Ni-C合金粉末,經(jīng)A化后淬火 到低溫時(shí)發(fā)現(xiàn)粉末愈細(xì),Ms點(diǎn)愈低;另外還得出,直徑 相同的粉末的Ms點(diǎn)也不同,有的高有的低。這一實(shí)事表 明,形核是不均勻的,在有的粉末里可以形核,而在有的 粉末里則不能,粉末直徑愈大,能夠形核的部位愈多。 Cu-Fe合金中析出的大塊富鐵 相在冷卻時(shí)可以轉(zhuǎn)變?yōu)镸,但直 徑為20130nm的細(xì)小的共格鐵 沉淀相在任何溫度下均保持面心 立方結(jié)構(gòu)而不轉(zhuǎn)變?yōu)镸,只是在 形變以后才會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)镸。這表明, 只有當(dāng)A中存在位錯(cuò)等某些缺陷 時(shí),M核才能形成。 2021/2/115 在晶體缺陷部位形核只能說(shuō)明形核的不均勻性,但還不 能解釋降溫瞬時(shí)形核。在晶內(nèi)缺陷部位形核可以

4、提供一部 分能量GD作為形核驅(qū)動(dòng)力。但在低溫下,即或增加了這 部分能量也難以形成M的核。為了說(shuō)明降溫瞬時(shí)形核,提 出了核胚凍結(jié)理論: 在A中已經(jīng)預(yù)先具有M結(jié)構(gòu)的微區(qū),這些微區(qū)是在高溫 下A中的某些與各種缺陷有關(guān)的有利位置,通過(guò)能量起伏 及結(jié)構(gòu)起伏形成的。這些微區(qū)隨溫度降低而被凍結(jié)到低 溫。在沒(méi)有成為可以長(zhǎng)大成M的晶核以前核胚。 2021/2/116 從高溫凍結(jié)下來(lái)的核胚有大有小。冷卻到的溫度越低, 過(guò)冷度越大,臨界晶核就越小。當(dāng)A被過(guò)冷至某一溫度, 尺寸大于該溫度下的臨界晶核尺寸的核胚就能成為晶核, 長(zhǎng)成一片或一條M。當(dāng)大于臨界尺寸的核胚消耗殆盡時(shí), 轉(zhuǎn)變也就停止,只有進(jìn)一步降低溫度才能使更小

5、的核胚成 為晶核而長(zhǎng)成M。這就解釋了M轉(zhuǎn)變的降溫瞬時(shí)形核。在 等溫過(guò)程中,某些尺寸小于該溫度下的臨界晶核尺寸的核 胚,有可能通過(guò)熱激活而使核胚的尺寸長(zhǎng)大到臨界晶核尺 寸,因?yàn)槭菑囊延械暮伺咴龃蟮脚R界尺寸,故所需的形核 功不大,在低溫下還是可能的。 2021/2/117 用薄膜透射技術(shù)已在Fe-Ni合金中觀察到了由高溫凍結(jié)下來(lái)的核 胚。電子衍射分析表明在薄膜透射像中觀察到的片狀斑點(diǎn)具有M結(jié) 構(gòu),且斑點(diǎn)的大小不等。但也有人認(rèn)為所觀察到的不是M核胚。 目前還不清楚的是,A中核胚究竟是怎樣形成的,以及為什么有 些合金中的核胚可以通過(guò)熱激活長(zhǎng)大成晶核,因而出現(xiàn)等溫M轉(zhuǎn) 變,而另外一些合金則不能,只有降溫

6、形核而無(wú)等溫形核。 3）馬氏體核胚模型 關(guān)于核胚的結(jié)構(gòu)模型到目前為止也還未完全弄清。一個(gè)完善的核 胚結(jié)構(gòu)模型必須能闡明所觀察的慣習(xí)面以及A與M之間的位向關(guān) 系。到目前為止已經(jīng)提出了多種核胚結(jié)構(gòu)模型,但都不完善。 2021/2/118 KD模型模型 慣習(xí)面為225,界面兩側(cè) 保持KS關(guān)系。該模型設(shè)想M核胚為薄 圓片狀,在225界面上每隔六個(gè) 111或110面有一個(gè)平行于 的螺型位錯(cuò)。在一側(cè)界面為左螺型位錯(cuò), 另一側(cè)界面為右螺型位錯(cuò)。在頂端則為 正負(fù)刃型位錯(cuò),與螺位錯(cuò)組成位錯(cuò)圈。 位錯(cuò)圈的擴(kuò)展使核胚在 及225 方向長(zhǎng)大。在55 方向上長(zhǎng)大則需形 成新的位錯(cuò)圈。當(dāng)M與母相化學(xué)自由焓 差足以補(bǔ)償位錯(cuò)

7、圈擴(kuò)張及形成新位錯(cuò)圈 所增加的界面能、彈性能以及使點(diǎn)陣切變 所需的能量時(shí),位錯(cuò)圈就急劇擴(kuò)張長(zhǎng)成M。 011 011 4 2021/2/119 4）自促發(fā)形核 將0.5C-25Ni鋼單晶A化后的試樣 一端冷至Ms點(diǎn)（77）,使其發(fā)生M轉(zhuǎn)變,隨 后立即停止冷卻,使試樣溫度回升至室溫,這時(shí)發(fā) 現(xiàn)試樣上的溫度高于Ms點(diǎn)58（19）的部位 也發(fā)生了M轉(zhuǎn)變。可見(jiàn),在A中已存在M時(shí)能促發(fā) 未轉(zhuǎn)變的母相形核。據(jù)此,提出了M轉(zhuǎn)變的自促發(fā) 形核模型。自促發(fā)形核實(shí)際上是因已形成的M使其 周?chē)鶤發(fā)生協(xié)作形變而產(chǎn)生位錯(cuò),從而促成了M核 胚所致。 2021/2/1110 2馬氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的類(lèi)型 M轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)類(lèi)型大體上可

8、以分為四類(lèi):降溫轉(zhuǎn)變,等 溫轉(zhuǎn)變,爆發(fā)轉(zhuǎn)變和表面轉(zhuǎn)變。 1）降溫瞬時(shí)形核、瞬時(shí)長(zhǎng)大 這類(lèi)轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)是: （1）當(dāng)A被過(guò)冷到Ms點(diǎn)以下時(shí),必須不斷降溫,M核才 能不斷形成,且核的形成速度極快降溫瞬時(shí)形核。 （2）核形成后的長(zhǎng)大速度極快,在196下仍能以 105cm/s的速度長(zhǎng)大。一個(gè)M核只需104107s就可長(zhǎng) 成一個(gè)M單晶M長(zhǎng)大所需的激活能極小。 （3）一個(gè)M單晶長(zhǎng)大到一定尺寸大小后就不再長(zhǎng)大,M 轉(zhuǎn)變的繼續(xù)進(jìn)行不是依靠已有M單晶的進(jìn)一步長(zhǎng)大,而是 依靠進(jìn)一步降溫,形成新的M核,長(zhǎng)成新的M。 2021/2/1111 降溫M的轉(zhuǎn)變量?jī)H取決于冷卻到的溫度tq,而與 在該溫度下的停留時(shí)間無(wú)關(guān),而不是

9、等溫時(shí)間的函 數(shù)。實(shí)驗(yàn)證明,對(duì)于Ms點(diǎn)高于100的鋼來(lái)說(shuō),轉(zhuǎn) 變量與溫度的函數(shù)關(guān)系均極為相近。M轉(zhuǎn)變體積分 數(shù)f與冷卻到的溫度tq之間的關(guān)系為: f16.956105455-(Ms- tq)5.32 這是一個(gè)經(jīng)驗(yàn)公式 2021/2/1112 2）等溫形核、瞬時(shí)長(zhǎng)大 這類(lèi)M轉(zhuǎn)變的主要特點(diǎn)是M的核可以等溫形成, 核的形成有孕育期,形核率隨過(guò)冷度增加,先增后 減,符合一般熱激活形核規(guī)律。核形成后的長(zhǎng)大速 度極快,且長(zhǎng)大到一定尺寸也不再長(zhǎng)大,故這類(lèi) 轉(zhuǎn)變的轉(zhuǎn)變體積分 數(shù)f同樣隨等溫時(shí)間 的延長(zhǎng)而增加。M 等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲 線與其它轉(zhuǎn)變的動(dòng) 力學(xué)曲線相似。 2021/2/1113 等溫M轉(zhuǎn)變與P轉(zhuǎn)變一樣

10、,也可以被快冷所抑制。 當(dāng)冷速大于某一臨界值時(shí),A可以被過(guò)冷到液氮 溫度而不發(fā)生M轉(zhuǎn)變。提高合金元素含量也可使C 曲線右移,臨界冷速減少。等溫M轉(zhuǎn)變的一個(gè)重要 特征是轉(zhuǎn)變不能進(jìn)行終了,只能是一部分A可以等 溫轉(zhuǎn)變?yōu)镸。這是因?yàn)橐研纬傻腗使未轉(zhuǎn)變的A發(fā) 生了穩(wěn)定化。 等溫轉(zhuǎn)變M最初在Mn-Cu鋼中被發(fā)現(xiàn),以后Fe-Ni-Mn以及 Fe-Ni-Cr等合金中也觀察到了這種現(xiàn)象。 2021/2/1114 3）自觸發(fā)形核、瞬時(shí)長(zhǎng)大 Ms點(diǎn)低于0的Fe-Ni,Fe-Ni-C等合金的A被過(guò)冷到Ms點(diǎn)以下時(shí)將 形成慣習(xí)面為225的透鏡片狀M。當(dāng)?shù)谝黄琈形成時(shí),有可能激 發(fā)出大量M而引起所謂爆發(fā)式轉(zhuǎn)變。該轉(zhuǎn)變往

11、往伴有響聲,并釋放 出大量的相變潛熱,使試樣溫度升高。用MB代表爆發(fā)式轉(zhuǎn)變時(shí)的 溫度。計(jì)算得出一片225M形成時(shí),可以在其周?chē)钠渌?225面上造成很高的應(yīng)力,從而促發(fā)新的225M的形成,片 的排列呈Z字形。爆發(fā)轉(zhuǎn)變量決定 于合金化學(xué)成分, 最高可達(dá)70 ,爆發(fā)轉(zhuǎn)變停止后,為使M轉(zhuǎn) 變得以繼續(xù)進(jìn)行,必須繼續(xù)降溫。 爆發(fā)轉(zhuǎn)變時(shí)M的長(zhǎng)大速度極快, M片中脊長(zhǎng)大速度約2105cm/s,且與溫度無(wú)關(guān),而片的側(cè)面長(zhǎng)大 速度比中脊低一個(gè)數(shù)量級(jí),長(zhǎng)成一片M約需106s。一次爆發(fā)約需 104103s。 2021/2/1115 4）表面馬氏體 在稍高于Ms溫度下等溫,往往會(huì)在試樣表面形成M。如將其磨 去,則試

12、樣內(nèi)部仍是A,故稱(chēng)為表面M。表面M的形成也是一種等溫 轉(zhuǎn)變,但與等溫形核、瞬時(shí)長(zhǎng)大的等溫轉(zhuǎn)變不同。表面轉(zhuǎn)變的形核 也需孕育期,但長(zhǎng)大速度極慢,且慣習(xí)面不是225,而是 112,位向關(guān)系為N關(guān)系,形態(tài)呈條狀。表面M的形成是因?yàn)楸砻?形成M時(shí)可以不受三向壓應(yīng)力的阻礙,而在內(nèi)部形成M時(shí),將由于 M的比容大于周?chē)腁而造成三向壓應(yīng)力,使M轉(zhuǎn)變難以形成,故表 面M的Ms點(diǎn)要比內(nèi)部的高。 2021/2/1116 3奧氏體穩(wěn)定化 A穩(wěn)定化是M轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)中的一個(gè)特殊問(wèn)題。A穩(wěn)定化是 指A在外界因素的作用下,由于內(nèi)部結(jié)構(gòu)發(fā)生了某種變化 而使A向M的轉(zhuǎn)變呈現(xiàn)遲滯的現(xiàn)象。由于奧氏體的穩(wěn)定化 將使冷卻至室溫的殘余A量

13、增多從而使硬度降低或使零件 在使用過(guò)程中從幾何尺寸發(fā)生不穩(wěn)定,因?yàn)樵谑褂眠^(guò)程中 會(huì)因殘余A的轉(zhuǎn)變而使體積增大。但另一方面,殘余A的 增多也還有可能使抗接觸疲勞能力增強(qiáng),減少淬火中的變 形開(kāi)裂傾向。 2021/2/1117 1）熱穩(wěn)定化 鋼A化后在冷卻過(guò)程中由于中途停留或減緩冷速,使A向M轉(zhuǎn)變遲 滯的現(xiàn)象稱(chēng)為A熱穩(wěn)定化。即冷卻暫時(shí)中斷提高了A的穩(wěn)定性,降低 了A在隨后冷卻過(guò)程中轉(zhuǎn)變?yōu)镸的能力,在繼續(xù)冷卻過(guò)程中轉(zhuǎn)變并 不立即恢復(fù),而要滯后一段溫度,轉(zhuǎn)變才繼續(xù)進(jìn)行。冷卻到室溫的 殘余A量也增多。A熱穩(wěn)定化的程度可以用滯后溫度以及殘余A增 量來(lái)表示 。 熱穩(wěn)定化有一溫度上限,以Mc表示,只有在Mc點(diǎn)以

14、下溫度停留或 緩冷才會(huì)引起熱穩(wěn)定化。 2021/2/1118 2021/2/1119 2021/2/1120 影響熱穩(wěn)定化的主要因素:停留溫度和時(shí)間 ;已形成的 M量愈多,最大穩(wěn)定化程度也愈高;合金元素對(duì)熱 穩(wěn)定化也有影響,碳化物形成元素促進(jìn)熱穩(wěn)定化,而非碳 化物形成元素影響不大。熱穩(wěn)定化的機(jī)制有幾種,但比較 一致的是認(rèn)為,熱穩(wěn)定化是由碳、氮原子在停留過(guò)程中進(jìn) 入位錯(cuò)界面（即M核胚與A的界面）偏聚,形成Cottrell氣 團(tuán),阻礙了晶胚的長(zhǎng)大,同時(shí)使A強(qiáng)化,使M轉(zhuǎn)變的切變 阻力增大,引起A熱穩(wěn)定化。 熱穩(wěn)定化使鋼的硬度降低,在使用中引起尺寸不穩(wěn)定, 因此在生產(chǎn)中往往需要消除A穩(wěn)定化。也就是所謂

15、的反穩(wěn) 定化,即將熱穩(wěn)定化后的A加熱至Mc以上溫度,使碳、氮 原子從位錯(cuò)線“蒸發(fā)”,使A熱穩(wěn)定化減弱或消失。 2021/2/1121 2機(jī)械穩(wěn)定化 在Md點(diǎn)以上對(duì)A進(jìn)行塑性變形,當(dāng)形變量足夠大時(shí),可以引起A穩(wěn) 定性的提高,使隨后冷卻時(shí)的M轉(zhuǎn)變難以進(jìn)行,Ms點(diǎn)降低,殘余A 量增多A機(jī)械穩(wěn)定化。低于Md點(diǎn)的塑性變形,可以誘發(fā)M轉(zhuǎn) 變,但也使未轉(zhuǎn)變的A變得穩(wěn)定, 使得未轉(zhuǎn)變的A產(chǎn)生機(jī)械穩(wěn)定 化。另外,M轉(zhuǎn)變所引起的相硬化 也能引起A的機(jī)械穩(wěn)定化。少量 塑性變形對(duì)M轉(zhuǎn)變起促進(jìn)作用,而 大量塑性變形則對(duì)M轉(zhuǎn)變有抑制作 用. 形變溫度愈高,塑性形變量越大, 對(duì)A穩(wěn)定化的影響愈大。 2021/2/1122

16、塑性變形對(duì)M轉(zhuǎn)變之所以會(huì)產(chǎn)生兩種完全相反的 效應(yīng),其原因是在于形變?cè)谀赶嘀性斐刹煌娜毕?組態(tài)。當(dāng)小量變形時(shí),往往使A中層錯(cuò)增加,同時(shí) 在晶界和孿晶界處因生成位錯(cuò)網(wǎng)和胞狀結(jié)構(gòu)而出現(xiàn) 更多的應(yīng)力集中部位。這些缺陷組態(tài)有利于M的形 核;但當(dāng)形變度較大時(shí),A中將形成大量高密度位 錯(cuò)區(qū)和亞晶界,使母相強(qiáng)化,從而引起A穩(wěn)定化。 2021/2/1123 46 馬氏體的轉(zhuǎn)變機(jī)制 關(guān)于M轉(zhuǎn)變問(wèn)題,有些已經(jīng)比較清楚,如M轉(zhuǎn)變 與一般固態(tài)轉(zhuǎn)變一樣: 轉(zhuǎn)變的驅(qū)動(dòng)力是母相A與新相M的自由焓差; M轉(zhuǎn)變是在原子已不能擴(kuò)散的低溫下發(fā)生的,是 無(wú)擴(kuò)散轉(zhuǎn)變,轉(zhuǎn)變前后成分基本不變; M轉(zhuǎn)變是一個(gè)均勻切變過(guò)程,母相點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)通過(guò)

17、均勻切變改組為M點(diǎn)陣并因此而在表面形成浮凸; M轉(zhuǎn)變也是通過(guò)形核長(zhǎng)大進(jìn)行的等等。 2021/2/1124 很多問(wèn)題至今仍不明確: 其中包括M的核是怎樣形成的,核形成后又是怎樣長(zhǎng)大 的等等。 一個(gè)完善的M形核與長(zhǎng)大理論必須能很好地闡明: 為什么有時(shí)候核必須降溫才能不斷形成,而有時(shí)候又可 以等溫形成; 為什么在4K的低溫下仍能以105cm/s的高速長(zhǎng)大; 如何介紹觀察到的慣習(xí)面、位向關(guān)系及表面浮凸; 為什么在M晶體內(nèi)會(huì)存在不同的亞結(jié)構(gòu); 為什么一個(gè)M核長(zhǎng)大到一定尺寸就不再長(zhǎng)大。 到目前為此,還沒(méi)有一個(gè)完整的理論可以全面解釋這些 問(wèn)題,現(xiàn)有的理論都還不夠成熟,還需不斷的研究與發(fā) 展。 2021/2/

18、1125 M轉(zhuǎn)變的無(wú)擴(kuò)散性及M轉(zhuǎn)變時(shí)所出現(xiàn)的浮凸現(xiàn)象 等都說(shuō)明M轉(zhuǎn)變是一個(gè)切變過(guò)程。母相點(diǎn)陣通過(guò)均 勻切變轉(zhuǎn)變?yōu)镸點(diǎn)陣。通過(guò)研究提出了如下幾個(gè)切 變模型。 1貝茵（Bain）模型 貝茵模型是把面心立方 點(diǎn)陣看成體心正方點(diǎn)陣,其軸比（c/a）為1.41即 （ ）。如果把面心立方點(diǎn)陣沿Z軸壓縮,X、 Y軸拉長(zhǎng),調(diào)整軸比使之達(dá)到與其碳含量相應(yīng)的軸 比值時(shí),即可由A轉(zhuǎn)變?yōu)镸。 1/2 2021/2/1126 碳原子在A點(diǎn)陣中的位置是正八面體的空隙,而 轉(zhuǎn)變?yōu)镸后正好被M點(diǎn)陣所繼承,即處于扁八面體 的空隙位置。同時(shí)A和M之間的晶體學(xué)關(guān)系正好與 KS關(guān)系相符。貝茵模型 通過(guò)原子作最小的簡(jiǎn)單移 動(dòng)即可完成從

19、A向M的轉(zhuǎn) 變,并展現(xiàn)出在轉(zhuǎn)變前后 新相與母相晶體結(jié)構(gòu)的對(duì) 應(yīng)的晶面和晶向。 但未能解釋表面浮凸效應(yīng)和慣習(xí)面的存在,因此 尚不能說(shuō)明M轉(zhuǎn)變的特征。 2021/2/1127 2KS切變模型 KS切變模型是在研究Fe-1.4C鋼的A和M之間 的位向關(guān)系后提出的一個(gè)切變模型,現(xiàn)稱(chēng)為KS 切變模型。KS切變模型是在（111）面進(jìn)行, 其過(guò)程分為以下三個(gè)步驟 (p87) 2021/2/1128 2021/2/1129 2021/2/1130 P87: (b) 在原奧氏體中的(113)晶面(在圖c中已變?yōu)闉榇?直于(111) 面的（1 1 -2）面)沿1, -1, 0 方向上產(chǎn) 生切變角為10 32的第二

20、次切變（圖中III）。第 二次切變后使頂角由60增大至70 32,得到體心立 方點(diǎn)陣。 2021/2/1131 KS模型清晰地展示了面心立方A改建為體心正 方M的切變過(guò)程,能很好地反映出新母相間的位向 關(guān)系,相鄰原子及晶面有規(guī)律的、小于一個(gè)原子間 距的切變共格,及切變所產(chǎn)生的表面浮凸。但是, 按此模型M的慣習(xí)面似應(yīng)為（111）,而實(shí)際上 只有低碳鋼才如此,高碳鋼的慣習(xí)面為225和 259,切變所形成的浮凸與實(shí)測(cè)的也不一致,同 時(shí)也沒(méi)有表現(xiàn)出亞結(jié)構(gòu)及其形成。 2021/2/1132 3GT切變模型 GT模型是另一種兩次切變模型,其切變過(guò)程如下:首先在接 近259晶面上發(fā)生第一次切變,產(chǎn)生整體的宏觀變形,使表面 出現(xiàn)浮凸。由于晶體晶胞的變形相似均勻切變。轉(zhuǎn)變產(chǎn)物是復(fù) 雜的三菱結(jié)構(gòu),還不是M,不過(guò)它有一組晶面間距及原子排列情 況與M的（112）晶面相同。接著在（112）晶面的 方向上發(fā)生1213o的第二次切變,使之變成M的體心正方點(diǎn)陣, 這次切變是宏觀的不均勻切變, 即它只是在微觀的有限范圍內(nèi) 保持均勻切變以完成點(diǎn)陣的改 組,而在宏觀上則形成沿平行 晶面的滑移或?qū)\生,但它對(duì)第 一次切變所形成的浮凸并無(wú)明 顯的影響。最后作一些微小 的整體,使晶面間距符合實(shí)驗(yàn) 的結(jié)果。 優(yōu)點(diǎn)與不足(p89) 111 2021/2/1