§8-1 平衡态 温度 理想气体状态方程 §8-2 Δ理想气体压强和温度的统计解释 §8-3 能量按自由度均分定理 理想气体的内能 §8-1 平衡态 理想气体的状态方程 §8-2 理想气体的压强和温度的统计意义 §8-3 气体分子的平均平动动能与温度的关系 §8-3 能量按自由度均分原理 理想气体内能 §9-1 内能 功和热量 准静态过程 §9-2 热力学第一定律 §9-1 内能 功 热量 §8-3 热力学第一定律在理想气体的等值过程中的应用 §9-3 气体的摩尔热容量 §9-4 绝热过程 §9-4 气体热容量 §9-5 绝热过程 §9-5 循环过程 卡诺循环 §9-6 Δ热力学第二定律 §9-7 热力学第二定律的统计意义 玻耳兹曼熵 §9-6 热力学第二定律的统计意义 §9-10 熵 §10-1 电场 电场强度 §10-2 静电场的高斯定理 §10-3 静电场环路定理 §12-2 等势面 Δ 电势梯度 §12-1 电流密度 电动势 §12-2 磁场 磁感应强度 磁场中的高斯定理 §12-3 毕奥-萨伐尔定律 §12-4 安培环路定理 §12-5 磁场对载流导线的作用力 §12-6 洛伦兹力 *带电粒子在磁场中的运动 §13-1 电磁感应的基本定律 §13-2 动生电动势 §13-3 感生电动势 §13-4 Δ自感与互感

通过Gleeble热模拟实验机模拟了X100管线钢的粗晶热影响区（CGHAZ）及再热临界粗晶热影响区（ICCGHAZ）微观组织。采用电化学测试、浸泡实验及表面分析技术研究了交流干扰下X100管线钢母材、CGHAZ及ICCGHAZ在库尔勒土壤溶液中的腐蚀行为。结果表明：交流干扰下X100管线钢母材、CGHAZ及ICCGHAZ都表现为活性溶解，平均腐蚀速率随交流电流密度的增大而增加。交流干扰造成的极化电位振荡幅值及微观组织对X100管线钢母材、CGHAZ及ICCGHAZ的平均腐蚀速率和腐蚀形貌有着重要影响。在5 mA·cm?2交流电流密度干扰下，母材的腐蚀电位最负、平均腐蚀速率最大，ICCGHAZ的腐蚀电位最正、平均腐蚀速率最小，CGHAZ的腐蚀电位及平均腐蚀速率都居中；在20 mA·cm?2及50 mA·cm?2交流电流密度干扰下，ICCGHAZ腐蚀电位最负、平均腐蚀速率最大，母材的腐蚀电位最正、平均腐蚀速率最小，CGHAZ的腐蚀电位及平均腐蚀速率都仍居中。在20 mA·cm?2交流电流密度交流干扰下，X100管线钢发生局部腐蚀，CGHAZ、ICCGHAZ发生明显的晶界腐蚀，GCHAZ晶界腐蚀形貌呈缝隙状、ICCGHAZ晶界腐蚀形貌为连续孔洞

采用伪半固态触变成形工艺制备了40%、56%和63%三种不同SiC体积分数颗粒增强Al基电子封装材料，并借助光学显微镜和扫描电镜分析了材料中Al和SiC的形态分布及其断口形貌，测定了材料的密度、致密度、热导率、热膨胀系数、抗压强度和抗弯强度.结果表明，通过伪半固态触变成形工艺可制备出的不同SiC体积分数Al基电子封装材料，其致密度高，热膨胀系数可控，材料中Al基体相互连接构成网状，SiC颗粒均匀镶嵌分布于Al基体中.随着SiC颗粒体积分数的增加，电子封装材料密度和室温下的热导率稍有增加，热膨胀系数逐渐减小，室温下的抗压强度和抗弯强度逐渐增加.SiC/Al电子封装材料的断裂方式为SiC的脆性断裂，同时伴随着Al基体的韧性断裂

利用光学显微镜、透射电镜、X射线衍射和拉伸试验等方法,分析测试了热镀锌工艺对无Si含P的TRIP钢力学性能和微观组织的影响.结果表明:实验用钢可获得780 MPa以上的抗拉强度和24%以上的断后延伸率.在热镀锌工艺中,两相区加热温度和贝氏体等温温度对钢的力学性能影响较小,而贝氏体等温时间的影响最为显著.当贝氏体等温时间由20 s增加到60 s时,实验用钢的屈服强度上升了65 MPa,抗拉强度下降了45 MPa,延伸率大幅度增加,从23.01%增加到27.56%,出现最佳的综合力学性能.无Si含P热镀锌TRIP钢的微观组织由铁素体、贝氏体、残余奥氏体和马氏体组成,随着贝氏体等温时间的减少,钢中残余奥氏体含量和稳定性降低,相应地,马氏体含量明显增加,实验用钢从典型的TRIP钢力学特征慢慢转变为与双相钢相似的力学特征

将循环热处理与形变相结合，利用电子背散射衍射等手段探究该工艺对TC17钛合金片层组织球化和取向的影响.结果表明：TC17钛合金在两相区进行单纯的循环热处理其片层组织球化程度有限，而经过循环热处理+压缩变形后，其魏氏组织消失，片层α相得到明显球化，但是其取向均匀性仍没发生较大变化.此外，变形中两相的再结晶速度及其强韧性导致了两相取向的差异性.α相的再结晶速度快于β相，在变形过程中，α相的各向异性首先降低；另一方面，由于α相比β相硬度高，热变形过程中，α相的变形程度小于β相，应变主要集中在与α相邻近的较软的β相，从而导致α相的取向均匀性高于β相

借助光学显微镜、电子背散射衍射和扫描电子显微镜等测试技术和手段,系统地研究热处理温度对TA2-Q235B爆炸复合板钢侧组织转变的影响,并分析了其形成机理.结果表明:在热处理过程中,钢侧界面组织发生脱碳,形成完全由铁素体组织组成的脱碳层,这些铁素体没有织构特征;当热处理温度在850℃及以下时,钢侧界面组织在靠近波头漩涡的地方发生异常长大,形成粗大的铁素体;当热处理温度在900℃及以上时,钢侧界面组织在钛钢复合界面上发生异常长大,产生柱状的铁素体组织.这些组织的形成受到碳元素的扩散和钢侧基体组织相变的共同作用.热处理过程中,界面产生的TiC在界面上分布不均,随温度升高,在界面局部富集,从而加速了碳元素向界面的扩散

利用Thermal Calc热力学软件、光学金相显微镜、扫描电镜等手段分析了GH4710合金原始态和不同条件热物理模拟变形后的析出相及加工损伤特征，系统研究了析出相特征与该合金热加工塑性损伤及开裂的关联性.结果表明：GH4710合金的原始组织主要由γ'、MC及M23C6碳化物、γ+γ共晶组织组成；热加工时微孑洞等损伤在MC碳化物及γ+γ共晶组织处形核后沿晶界扩展，最终相互连接导致合金大面积破坏；γ'相优先在MC碳化物及共晶组织附近析出，并通过其共格应力场的作用增加了损伤形核和扩展阻力，使合金在较低温度下的塑性损伤值明显小于高温条件下

第一节 弹性 金属的应力-应变曲线 弹性变形 弹性模量的物理意义 第二节 晶体的塑性变形 单晶体的塑性变形 多晶体的塑性变形 合金的塑性变形 塑性变形对材料组织和性能的影响 第二节 晶体的塑性变形 单晶体的塑性变形 多晶体的塑性变形 多晶体变形的特点 细晶强化及其机理 合金的塑性变形 单相固溶体合金的塑性变形 多相合金的塑形变形 冷变形金属的组织与性能 第三节 冷变形金属的回复和再结晶 冷变形金属加热时的组织和性能变化 冷变形金属的回复 冷变形金属的再结晶 再结晶后的晶粒长大 第四节 金属的热变形、动态回复与再结晶 金属的热变形 金属的蠕变 金属的超塑性 第五节 陶瓷晶体的变形 THE DEFORMATION OF CERAMIC CRYSTAL 变形特点 影响变形的主要因素 第六节 高分子材料的变形 POLYMER MATERIALS 热塑性塑料的变形 热固性塑料的变形

通过扫描电子显微镜,电子背散射衍射、透射电子显微镜以及力学分析等方法研究了在线淬火-回火(DQ-T)和再加热淬火-回火(RQ-T)对NM500耐磨钢组织和性能的影响,并讨论了不同热处理工艺的强化机理.发现试样经过不同的热处理工艺后在较高的强度下均能保持良好的韧性.由于位错密度的增加和更细的马氏体板条束尺寸,DQ-T试样的抗拉强度和硬度明显高于RQ-T试样,但是强度的增加并没有造成韧性和塑性急剧的降低.再加热淬火温度对RQ-T试样的强度影响较大,当淬火温度较低时,马氏体板条束得到细化,这种细晶强化作用有效地提高了RQ-T试样的强度

利用光学显微镜、场发射扫描电镜等手段,研究了GH864合金三种轧制态组织经热处理后的演变过程,分析了热处理后不同组织对室温冲击韧性及高温650℃裂纹扩展速率的影响.结果表明,GH864合金由初始轧制态组织经标准热处理后(1020℃,4h/空冷→845℃,4h/空冷→760℃,16h/空冷)获得的晶粒组织,其晶粒组织演变具有明显的一致性,而合金的晶界碳化物分布及基体γ'强化相没有明显差别,其分布状态及尺寸大小基本一致.热处理后的晶粒尺寸越大,抗裂纹扩展能力越好,合金的室温冲击韧性越低;热处理后形成的项链状组织,对合金冲击韧性及裂纹扩展速率有较好的影响