相變與位錯(cuò)及擴(kuò)散.ppt

1、按以下特征分類： 1、相變規(guī)律、相變和擴(kuò)散、相變基本規(guī)律、相變概況、擴(kuò)散概況、2、相變分類、(1)相變時(shí)熱力學(xué)殘奧儀的變化特征。 分為一級和高級相變。 (2)按相變方式分類，形核長度大：在狹小范圍(小體積)內(nèi)原子發(fā)生相當(dāng)強(qiáng)的重排列波動(dòng)，形成新的相核，向周圍生長。 由于核與母相間存在界面，導(dǎo)入了不連續(xù)區(qū)域，從這個(gè)意義上講，相變是不均勻、不連續(xù)的(也稱為不均勻、不連續(xù)相變)。 連續(xù)型：在大體積范圍的原子上產(chǎn)生微小的位錯(cuò)波動(dòng)。 3、擴(kuò)散型相變：原子擴(kuò)散引起的進(jìn)行無擴(kuò)散型相變：沒有原子擴(kuò)散，有擴(kuò)散但相變不必要，不是主要過程。 (3)按原子遷移特性分類，4、相變驅(qū)動(dòng)力定義為恒溫恒壓條件下的莫爾吉布斯自由

2、能的凈降低量(與再結(jié)晶驅(qū)動(dòng)力相比)。 純構(gòu)成要素多態(tài)性相變的驅(qū)動(dòng)力、摩爾轉(zhuǎn)變熵、摩爾轉(zhuǎn)變焓、過冷度不大，可近似視為常數(shù)。 此時(shí)：5，脫溶轉(zhuǎn)變的驅(qū)動(dòng)力，反應(yīng)式：a，a，相變時(shí)自由能變化根據(jù)熱力學(xué)關(guān)系式，定義，如果a相是理想溶體，則活性度和成分相等。 (6)相變的形核、固體相變形核過程的多樣性：但是是擴(kuò)散還是不擴(kuò)散，可以同時(shí)完成結(jié)晶結(jié)構(gòu)和成分的變化，也可以不改變成分而只改變結(jié)晶結(jié)構(gòu)(例如，也可以不改變塊的形狀)，也可以不改變結(jié)構(gòu)而只改變成分注意點(diǎn)：核驅(qū)動(dòng)力與相變總驅(qū)動(dòng)力不同。 形核的驅(qū)動(dòng)力和核成分、驅(qū)動(dòng)力、考察：成分x的少量物質(zhì)從相移向相的自由能變化、形核驅(qū)動(dòng)力、形成/阻力、能量波動(dòng)、7、核成分、

3、最大形核驅(qū)動(dòng)力的條件：=、純構(gòu)成元素相變的熱焓變化和熵變化已知時(shí)的問題：界面能從相變的整體觀點(diǎn)出發(fā)，亞穩(wěn)定平衡轉(zhuǎn)變相的形成應(yīng)該轉(zhuǎn)變?yōu)樽罘€(wěn)定的相。 這是因?yàn)檫@個(gè)過程中總吉布斯自由能的下降最多。 右圖說明亞穩(wěn)定相析出的核驅(qū)動(dòng)力可能更大。 轉(zhuǎn)換為平衡相之前的過渡生成物稱為過渡準(zhǔn)穩(wěn)定相。 觀察該躍遷準(zhǔn)穩(wěn)定相能存在多少，以及相變的動(dòng)力學(xué)條件。 鐵碳合金中的Fe3C相是準(zhǔn)穩(wěn)定相的典型例子，石墨是穩(wěn)定相，但由于其形成非常慢，因此非石墨而是準(zhǔn)穩(wěn)定的Fe3C相非常常見。 9、形核理論、古典形核理論由Volmer、Weber、Becker和Doring提出汽液和汽固相變，Becker首先應(yīng)用于固體相變。 固體相變

4、形核時(shí)最重要的是應(yīng)變能項(xiàng)。 形成一晶胚的自由能變化：臨界半徑，形核功，10，界面能的作用，界面能是形核的阻力。 在固體相變中，由于新相和母相都是晶體，所以新/母相界面可能是共格、半共格或非共格。 兩相界面可隨著界面兩側(cè)原子排列的匹配度增大而減小。 形成核的時(shí)候總是想要最低的總表面能。 如果非共格界面能高，調(diào)整核和母相的取向關(guān)系，核中出現(xiàn)盡可能多的共格或半共格界面，則形核功變小，形核過程變得容易進(jìn)行。 11、母相和穩(wěn)定的新相的晶體結(jié)構(gòu)差異很大，新母相如何調(diào)整取向關(guān)系都不能形成共格的低能界面，就有可能形成與母相處于共格界面關(guān)系的另一個(gè)亞穩(wěn)定相。 在共格界面，界面兩側(cè)的原子排列的間距差承擔(dān)兩相的彈性

5、應(yīng)變能。 新相生長時(shí)，彈性應(yīng)變能增大，在界面導(dǎo)入位錯(cuò)網(wǎng)絡(luò)，降低彈性應(yīng)變能，形成半共價(jià)界面。 當(dāng)新相增長到更大尺寸時(shí)，共格關(guān)系不足以將總界面能的減少補(bǔ)充為共格維持所產(chǎn)生的彈性能和結(jié)構(gòu)能，新相和母相失去共格關(guān)系。 12、應(yīng)變能的作用，抵消核驅(qū)動(dòng)力(即抵抗)?？煞譃閮深悾河晒哺窠缑嬉鸬捏w積差異引起的或擴(kuò)散速度差異引起的，大多數(shù)情況下，核中的原子數(shù)和形成核前的原始區(qū)域中的母相的原子數(shù)相同，但新相和母相在每個(gè)原子中所占的體積不同。 另一種方法是，由于母相中各成分的擴(kuò)散速度存在顯著差異，所以形成的核所含的原子數(shù)與形成核前的該區(qū)域的母相的原子數(shù)不同。 例如在Cu-Zn合金中從b相析出富鋅的g相(鋅擴(kuò)散速度

6、快)。 影響應(yīng)變能的因素和應(yīng)變能的大小等級：新相形狀彈性的性質(zhì)應(yīng)變能隨應(yīng)變的平方而增加。 如果鋁的e為70GPa，則1%的應(yīng)變引起3.5MJm-3的應(yīng)變能，5%的應(yīng)變引起253.5MJm-3的應(yīng)變能。13、共格時(shí)：應(yīng)變能由共格應(yīng)變產(chǎn)生。 如果母相為各向同性，且母/新相的彈性模量相等，則總應(yīng)變能與析出物形狀無關(guān)。 可以表現(xiàn)出3個(gè)影響因素，當(dāng)新相的彈性模量與母相不同時(shí)，應(yīng)變能與形狀有關(guān)。 新相彈性模量大時(shí)，呈球狀時(shí)的應(yīng)變能最小，新相彈性模量小時(shí)，呈圓片狀時(shí)的應(yīng)變能最小。 一般母相不是各向同性的，析出的新相在其引起最大應(yīng)變的方向和母相的低彈性模量方向上平行，總應(yīng)變能最低的情況較多。 析出新相為圓片狀

7、時(shí)，一個(gè)面方向的錯(cuò)配度小，與單方向垂直的錯(cuò)配比較大。 14、在非共格的情況下，受應(yīng)變能：體積變化和新相形狀的影響，f(c/a )隨著c/a的變化的核心總有形成為其總表面能和應(yīng)變能最小的傾向，關(guān)于共格的析出物，從總界面能來看球狀最低，出錯(cuò)析出物為圓盤狀，這引起總界面能的增加，但由于共格應(yīng)變能的降低而得到補(bǔ)償。 關(guān)于非共格的析出物，V/V小的話界面發(fā)揮主要作用，新相大致呈球狀，V/V大的話，新相有可能是針狀或圓盤狀。 15、不均勻核、固體相變中的不均勻核在晶界、晶粒邊緣及角、位錯(cuò)、層錯(cuò)等方面起著重要作用。 在這種情況下，可以降低形核的功率，因此在這些地方對形核是有利的。 主要是界面上核、位錯(cuò)上核優(yōu)

8、先核的原因緩和含應(yīng)變能溶質(zhì)的高速擴(kuò)散溝道層錯(cuò)上形核促進(jìn)形核原因：高能區(qū)溶質(zhì)豐富，16，生長過程，本質(zhì)：生長是新相界面向母相的遷移過程。 驅(qū)動(dòng)力：新相與母相的自由能差G-。 但是，新相界面消耗一部分能量，減少生長驅(qū)動(dòng)力。 隨著新相的增長，分配給各摩爾新相的界面能進(jìn)一步減少，因此實(shí)際的增長驅(qū)動(dòng)力隨著增長過程逐漸增加。 根據(jù)成分、結(jié)構(gòu)變化的方式不同會出現(xiàn)不同的生長過程，17、新/母相成分相同時(shí)，生長僅與界面最近的原子過程有關(guān)，稱為界面過程控制生長。 新/母相成分不同時(shí)，新相界面的推移除了上述界面最接近的原子工藝，還可能與原子的長距離擴(kuò)散工藝相關(guān)聯(lián)。 因此，生長過程可能由界面過程控制，也可能由擴(kuò)散過程

9、控制，也可能由界面過程和擴(kuò)散過程兩者控制。 18、工藝分析，界面成分為x時(shí)，界面處的自由能差為0，生長主要由a相自由能差驅(qū)動(dòng)，被稱為擴(kuò)散控制的界面成分為X0時(shí)，相自由能差為0，主要由界面處的自由能差控制，被稱為界面控制的19、間隔有不同的類型。 非熱激活生長，特征：界面上的位錯(cuò)折變會引起界面向母相的移動(dòng)，切換方式的過程對溫度不敏感，不需要熱激活。 根據(jù)相變！ 形象、界面的非熱活性滑動(dòng)，20，如肖特基部分重排組成了fcc結(jié)構(gòu)和hcp結(jié)構(gòu)之間的一個(gè)可滑動(dòng)半共價(jià)界面，取向關(guān)系、21、熱活性生長、界面演變以單原子隨機(jī)獨(dú)立跨界面進(jìn)行。 有必要克服一壘。界面遷移速度對溫度非常敏感。 22、另一種模式，“階

10、梯”生長機(jī)理，AB、CD和EF是難以移動(dòng)的共格界面，BC、DE面是非共格的生長階梯，階梯面接受原子比共格寬度面容易。 原子進(jìn)入樓梯，使樓梯橫向移動(dòng)。 界面被復(fù)蓋后，沿法線方向推移了一個(gè)階段的厚度。 持續(xù)成長需要一個(gè)新的階段。 新的臺階靠在寬的面上形成不均勻的核。 階梯機(jī)構(gòu)的成長由共格幅面上的核產(chǎn)生新階梯的過程來控制。 例如： Al-Mg2Si，23，不同類型的界面過程控制的關(guān)系，一般來說，在驅(qū)動(dòng)力足夠高的情況下，所有類型的界面都能夠連續(xù)生長，在驅(qū)動(dòng)力小于某一閾值的情況下，需要以階躍機(jī)制生長。 在結(jié)構(gòu)非常擴(kuò)散的界面(例如大角度的界面)，這個(gè)臨界驅(qū)動(dòng)力低，幾乎在所有的條件下連續(xù)地成長，另一方面，在

11、結(jié)構(gòu)非常陡峭的界面(例如共格界面)，臨界驅(qū)動(dòng)力過高，幾乎都階梯狀地成長。 24、合金脫溶、脫溶現(xiàn)象：一種合金在高溫下為單相，冷卻到低溫時(shí)會變成不穩(wěn)定的過飽和固溶體，進(jìn)行脫溶解。 研究意義：脫熔是以不同方法進(jìn)行的連續(xù)式可強(qiáng)化合金，在不連續(xù)時(shí)會使性能惡化。 在合金的實(shí)際脫熔過程中，由于析出的平衡相的結(jié)構(gòu)通常與基體大不相同，所以不是一開始就析出平衡相，而是一些形核勢壘先析出較低的過渡相，最后再析出平衡相。25、脫熔貫順序、合金脫熔時(shí)遵循一定的脫熔貫順序。 脫熔合金析出的初期生成物及過渡相多與母相共格和半共格，通常利用這些分散析出物使合金固化，發(fā)展成所謂的時(shí)效固化合金。 典型合金：4%的Al-Cu合金

12、。 脫溶貫序、母相a0 a1 GP區(qū)a2 a3 a4，這些產(chǎn)物用金相顯微鏡觀察不到，但由于1938年Guinier和Preston分別獨(dú)立地用x射線衍射條紋檢測出來，所以將這些產(chǎn)物稱為GP區(qū)。 26、位錯(cuò)的基本概念、理論剪切強(qiáng)度的估計(jì)假定能量曲線為正弦形式。 這樣，相對切開原子面所需的剪應(yīng)力，在彈性變形的范圍內(nèi)，應(yīng)力和應(yīng)變是鉤定律：m是拉面系數(shù)，對于各向同性彈性體，剪應(yīng)力等于剪應(yīng)力g，是剪應(yīng)變。 可近似于x/a，即，27，晶體的實(shí)際強(qiáng)度和理論修正的強(qiáng)度與一些晶體的實(shí)際強(qiáng)度和理論修正的強(qiáng)度有所不同，人們假設(shè)晶體中存在某些缺陷，其存在及其運(yùn)動(dòng)引起晶體的永久變形。 晶體變形的宏觀現(xiàn)象：變形的晶體學(xué)(

13、即，晶體在固定的晶面和晶體方向上滑動(dòng))應(yīng)變的不均勻性和不連續(xù)性，即應(yīng)變不是在整個(gè)晶體中發(fā)生的變形的滑動(dòng)的傳播性，變形時(shí)，從無到有滑動(dòng)移位線(帶)，從淺到深，從短到長因?yàn)閿?shù)量少所以觀察到多的滑動(dòng)，遵照臨界狹縫應(yīng)力法則(后述，對于體心立方晶體產(chǎn)生例外)的溫度對臨界狹縫應(yīng)力有顯著的影響等。 28、設(shè)想的缺陷導(dǎo)入晶體需要設(shè)想的缺陷導(dǎo)入晶體：其結(jié)晶學(xué)要素與施加力的大小無關(guān)，由結(jié)晶學(xué)本身決定。 其運(yùn)動(dòng)引起的變形不破壞晶體結(jié)構(gòu)，只有原子間的相對運(yùn)動(dòng)。 引入的缺陷具有結(jié)晶學(xué)的特性，而不是完全隨機(jī)的?？梢哉f明變形的不均勻性，即構(gòu)造感受性。引入的這種缺陷容易移動(dòng)，可以說明實(shí)驗(yàn)強(qiáng)度比理論強(qiáng)度低的理由。 但是，并不像

14、空閑空間那樣容易受到熱波動(dòng)的影響，需要合理的增殖機(jī)制。我們知道這種缺陷是這里應(yīng)該討論的位錯(cuò)。 29、位錯(cuò)理論位錯(cuò)理論發(fā)展簡史1907年Volterra解決了一類彈性體中內(nèi)應(yīng)力不連續(xù)的彈性問題，稱之為位錯(cuò)。1934年M.Polanyi、E.Orowan和G.1.Taylor幾乎同時(shí)獨(dú)立地提出了這種晶體缺陷(位錯(cuò))的模型，特別是Taylor在晶體中明確導(dǎo)入了Volterra位錯(cuò)。 約菲用正交尼科耳觀察巖鹽變形，看到巖鹽變形時(shí)輝線從結(jié)晶一側(cè)向相反一側(cè)傳播，說明結(jié)晶變形滑動(dòng)時(shí)局部存在應(yīng)力集中，說明滑動(dòng)從一側(cè)向相反一側(cè)傳播。 30、Taylor關(guān)注該實(shí)驗(yàn)現(xiàn)象，根據(jù)設(shè)想的位錯(cuò)排列形狀修正了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)引起的結(jié)

15、晶硬化曲線。 1939年Burgers提出了描述重排的重要特征量柏氏矢量，同時(shí)導(dǎo)入了螺旋重排。 1940年P(guān)eierls提出了1947年由Nabarro修正的位錯(cuò)晶格模型，突破了一般的彈性力學(xué)范圍，提出了位錯(cuò)寬度的概念，推定了位錯(cuò)移動(dòng)應(yīng)力，該應(yīng)力與實(shí)際的晶體屈服應(yīng)力等級相同。 31，1947年Cottrell首次成功利用位錯(cuò)理論解決了金屬機(jī)械性能的具體問題，旨在闡明溶質(zhì)原子與位錯(cuò)的相互作用，解釋低碳綱的屈服現(xiàn)象。 同年Shockley描述了面心立方形成擴(kuò)張錯(cuò)位的過程。 1950年Frank和Read都提出了重排增殖機(jī)制。 上述說明了初始位錯(cuò)理論發(fā)展的重要過程，到目前為止，個(gè)別位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)規(guī)律、位

16、錯(cuò)相互作用等理論已基本得到解決。 1953年Nye和1954年Bilby及其后krner提出的無窮小位錯(cuò)連續(xù)分布模型為研究更復(fù)雜的位錯(cuò)配置提供了方法。 32、在解決任意形狀位錯(cuò)線的性質(zhì)方面，Burgers在1939年提出的位移式、Peach和krner在1950年提出的應(yīng)力場式和位移受力式、Blin在1955年提出的相互作用能式等基本可以解決。 1956年，Menter直接用電子顯微鏡觀察鉑鈦花青晶體中重排的存在，同年，Hirsch等人應(yīng)用對比法用電子顯微鏡觀察重排的運(yùn)動(dòng)，重排理論在更加堅(jiān)實(shí)的基礎(chǔ)上發(fā)展。 近年來，隨著實(shí)驗(yàn)裝置和校正機(jī)的發(fā)展，在研究變位芯的結(jié)構(gòu)和復(fù)雜結(jié)構(gòu)中的變位方面取得了很多效

17、果。 33、晶體中位錯(cuò)概念的引入，假設(shè)滑動(dòng)面在滑動(dòng)面上部分面積滑動(dòng)，上下側(cè)相對滑動(dòng)，滑動(dòng)區(qū)域和非滑動(dòng)區(qū)域的邊界必然存在較大的應(yīng)變，那就是我們尋找的缺陷，稱為位錯(cuò)。 34、錯(cuò)位錯(cuò)位的幾何形態(tài)、刃狀錯(cuò)位、刃狀錯(cuò)位的原子模型、產(chǎn)生刃狀錯(cuò)位的Volterra過程、半原子面位于上側(cè)，稱為正刃錯(cuò)位。 如果半原子面在下側(cè)，則稱為負(fù)刃位錯(cuò)。35、位錯(cuò)易激性的位錯(cuò)易激性的模式說明、位錯(cuò)移動(dòng)引起的永久變形的模式說明、36、螺旋位錯(cuò)、右螺旋位錯(cuò)的原子模型、產(chǎn)生右螺旋位錯(cuò)的Volterra過程、37、晶體中的位錯(cuò)配置常晶中的位錯(cuò)配置是位錯(cuò)網(wǎng)絡(luò)。 除了變位網(wǎng)絡(luò)，變位也可以單獨(dú)作為變位環(huán)存在。 經(jīng)過強(qiáng)冷加工后，晶體中的位

18、錯(cuò)配置復(fù)雜，常發(fā)生的位錯(cuò)“纏繞”。 每單位體積所包含的位錯(cuò)的全長稱為位錯(cuò)密度r、rL/V。 其中，l是體積v中位錯(cuò)線的全長。 另一個(gè)易于使用的定義是每單位面積切割的位錯(cuò)數(shù)。 晶體中的位錯(cuò)網(wǎng)，38，所有的位錯(cuò)線平行且垂直于表面，兩定義的密度值相同。 在完全隨機(jī)排列的重排組中，體密度是面密度的2倍。 充分退火的金屬晶體中的r通常在106108cm-2之間。 位錯(cuò)密度隨著塑性變形迅速增加，強(qiáng)冷加工金屬的代表值約為10111012cm-2。 非金屬晶體通常r低。 39、位錯(cuò)的核心結(jié)構(gòu)、位錯(cuò)引起的應(yīng)變大部分集中在原子排列不太正確的位錯(cuò)引起的應(yīng)變大部分集中在原子排列不太正確的核心區(qū)域。 該偏移列通過產(chǎn)生滑動(dòng)