材料科學(xué)基礎(chǔ)第五講--邱東學(xué)長--相圖熱力學(xué)、界面

1、材料人清華專業(yè)課輔導(dǎo)5，7 2015年6月材料人微信公共號材料人官方QQ：97482208考研學(xué)院微信公眾號材料人考研學(xué)院官方QQ： 3129115541 歡迎加入我們！第五章 材料熱力學(xué)5.2 熱力學(xué)第一第二定律5.3 純金屬吉布斯自由能和凝固熱力學(xué)5.4 合金相熱力學(xué)5.5 相平衡熱力學(xué)5.6 相圖熱力學(xué)5.7 晶體缺陷熱力學(xué)5.8 相變熱力學(xué)5.2 熱力學(xué)第一第二定律熱力學(xué)第一定律（first law of thermodynamics)：封閉系統(tǒng) U=Q+W第二定律：隔離系統(tǒng) S 0熵的含義：材料微觀粒子的幾何分布，以及粒子運(yùn)動形 式的分布，即能量單元分布的貢獻(xiàn)。玻爾茲曼K公式：S=K

2、lnW W為熱力學(xué)幾率（組成 某宏觀系統(tǒng)時(shí)可能出現(xiàn)的微觀狀態(tài)數(shù)目）5.2 熱力學(xué)第一第二定律影響熵的因素： （a）熵隨溫度升高而增大 （b）熵隨體積增大而增大 （c）同種物質(zhì)聚集狀態(tài)不同，熵值也不同。 （d）相同原子組成的分子所含原子數(shù)目越多，其熵就越大ClausiusClapeyron方程：5.2 熱力學(xué)第一第二定律G=H-TSG 0 最小自由能原理：恒溫恒壓條件，任何系統(tǒng)中唯 有使系統(tǒng)G減小的過程才能自發(fā)進(jìn)行，當(dāng)G 達(dá)到最小值時(shí)系統(tǒng)就達(dá)到平衡狀態(tài)。 化學(xué)位 ：化學(xué)位代表系統(tǒng)內(nèi)物質(zhì)傳遞的驅(qū)動力。 如果組元在各項(xiàng)中化學(xué)位相等，就沒有物質(zhì) 遷移現(xiàn)象，系統(tǒng)處于平衡狀態(tài)。5.3 純金屬吉布斯自由能吉

3、布斯自由能微分式：dG=-SdT+Vdp+idni純金屬是單組元系，沒有成分變化，吉布斯自由能主要隨溫度變化。由于自由能隨溫度變化的不同規(guī)律導(dǎo)致同素異構(gòu)或多型性轉(zhuǎn)變，在材料領(lǐng)域具有普遍意義。純金屬參與轉(zhuǎn)變有液固兩相 液相吉布斯自由能：GL=HL-TSL 固相吉布斯自由能：GS=HS-TSS5.3 純金屬吉布斯自由能5.3 純金屬吉布斯自由能5.3 純金屬吉布斯自由能隨溫度升高，吉布斯自由能下降。但變化的斜率對固液相不同。5.3 純金屬吉布斯自由能之上的分析可知，純組元在不同溫度下平衡存在的相的狀態(tài)和發(fā)生轉(zhuǎn)變的方向。Tm之上液態(tài)的自由能低即SL G=GL-GS0自發(fā)的向液態(tài)轉(zhuǎn)化，即熔化。Tm之下

4、固態(tài)的自由能低即LS G=GS-GL0自發(fā)的向固態(tài)轉(zhuǎn)化，即凝固。5.3 凝固熱力學(xué) 由液、固相吉布斯自由能變化曲線還可以給出凝固轉(zhuǎn)變的驅(qū)動力。純金屬液-固轉(zhuǎn)變驅(qū)動力G取決于過冷度T。過冷度大，轉(zhuǎn)變驅(qū)動力就大。5.4 合金相熱力學(xué)二組元固溶體相的吉布斯自由能: Gs=G0+ Hm-T Sm由三部分組成:(1)混合前機(jī)械集合狀態(tài)的吉布斯自由能G0。 G0=xAGA+xBGB(2)混合熵引起吉布斯自由能變化 -T Sm=RT（xAlnxA+xBlnxB）(3)混合焓引起吉布斯自由能變化 Hm=xAxB =NaZ 5.4 合金相熱力學(xué)三種類型固溶體吉布斯自由能成分曲線=0=0Hm=05.4 合金相熱力

5、學(xué)三種類型固溶體吉布斯自由能成分曲線0 0 Hm0 0 Hm05.4 合金相熱力學(xué)多相合金的吉布斯自由能：某一溫度時(shí)，兩相 合金的自由能與兩組成相的自由能在同一 條直線上，數(shù)值為代表這個(gè)合金成分的垂 線與上述直線的交點(diǎn)決定。5.5 相平衡熱力學(xué)相平衡條件：合金系中，多相平衡的條件是每 一組元在共存的各相中的化學(xué)勢都必須相 等。即在k組元含有p個(gè)相的體系中，等溫 等壓的化學(xué)平衡條件如下5.5 相平衡熱力學(xué)5.5 相平衡熱力學(xué)公切線法則：二元合金中、兩相的自由能對濃度變化的斜率相等，做兩相自由能曲線的公切線，滿足了多相平衡條件，而且切點(diǎn)成分表示兩平衡相的成分。5.6 相圖熱力學(xué)運(yùn)用吉布斯自由能成分

6、曲線繪制相圖：計(jì)算法繪制相圖：通過計(jì)算不同溫度下平衡的兩相成分，可以繪出平衡相圖中的固液相線。5.6 相圖熱力學(xué)運(yùn)用吉布斯自由能成分曲線繪制相圖：5.6 相圖熱力學(xué)運(yùn)用吉布斯自由能成分曲線繪制相圖：5.6 晶體缺陷熱力學(xué)空位的熱力學(xué)分析位錯的熱力學(xué)分析界面的熱力學(xué)分析點(diǎn)缺陷的平衡濃度表達(dá)式（計(jì)算空位形成能）位錯的分解和合成：能量判據(jù)Al合金時(shí)效為什么先析出亞穩(wěn)相？5.6 相變熱力學(xué)5.6 相變熱力學(xué)5.6 相變熱力學(xué)5.6 相變熱力學(xué)5.6 相變熱力學(xué)5.6 相變熱力學(xué)5.6 相變熱力學(xué)第七章 界面7.2 界面類型和結(jié)構(gòu)7.3 界面偏聚7.4 界面遷移7.5 界面能及其測量7.6 界面與組織形

7、貌7.2 界面的類型和結(jié)構(gòu)晶界分類按界面兩邊物質(zhì)狀態(tài)分類表面固汽固液粗糙光滑晶界、亞晶界相界二維晶體幾何自由度為2，三維晶體需要5個(gè)自由度。對稱的亞晶界需要1個(gè)自由度，不對稱的亞晶界需要2個(gè)自由度。7.2 界面的類型和結(jié)構(gòu)晶界分類界面兩邊晶體取向差角度分類小角界面：晶體取向差小于10度。界面由位錯組成，刃型位錯組成的叫傾側(cè)晶界；螺位錯組成的叫扭轉(zhuǎn)界面。大角晶界：相鄰晶體位相差大于10。重合位置點(diǎn)陣模型結(jié)構(gòu)單元或重復(fù)部分模型7.2 界面的類型和結(jié)構(gòu)7.2 界面的類型和結(jié)構(gòu)扭轉(zhuǎn)晶界：兩晶體繞軸旋轉(zhuǎn)相差角的螺形位錯網(wǎng)絡(luò)組成7.2 界面的類型和結(jié)構(gòu)晶界分類界面上原子排列情況和吻合程度分類共格晶面（0.

8、05）：界面兩側(cè)為兩相，界面上原子同時(shí)處于兩相晶格的結(jié)點(diǎn)上，或者兩相晶格結(jié)點(diǎn)的原子在界面處相互吻合。半共格界面（0.050.25）：界面處吻合的兩相原子排列相近，但原子間距差別大，兩相原子在界面處不能全部吻合，形成共格界面，而是部分吻合形成共格區(qū)，不吻合處形成刃位錯復(fù)雜半共格界面：引入位錯再加入單原子結(jié)構(gòu)臺階，以增大界面的共格程度非共格界面（0.050.25） ：兩側(cè)晶體結(jié)構(gòu)和原子間距相差很大，界面原子混亂、無序，不相吻合，形成非共格界面。即大角度界面7.3 界面偏聚晶界偏聚平衡偏聚平衡條件下由于溶質(zhì)與溶劑原子尺寸相差很大，溶質(zhì)原子在晶內(nèi)、晶界的畸變能差很大 ，造成溶質(zhì)原子在晶界富集。如Cu-

9、1%Sn合金：Sn的偏聚，Sn的原子半徑比Cu大9%，發(fā)生嚴(yán)重的點(diǎn)陣畸變。當(dāng)Sn處于晶界時(shí)畸變能明顯降低。7.3 界面偏聚晶界偏聚平衡偏聚公式C：晶界上溶質(zhì)原子濃度C0：晶內(nèi)溶質(zhì)原子濃度E：晶界、晶內(nèi)能量差影響晶界偏聚的因素 （1）晶內(nèi)溶質(zhì)濃度C0 （2）溫度T （3）畸變能差E和最大固溶度Cm （4）溶質(zhì)元素引起界面能的變化7.3 界面偏聚晶界偏聚非平衡偏聚 由于空位的存在，促使溶質(zhì)原子向晶界遷移的偏聚，輻射或加熱時(shí)產(chǎn)生大量空位在冷卻時(shí)向晶界遷移并消失，同時(shí)拖著溶質(zhì)原子運(yùn)動，溶質(zhì)原子在晶界富集。非平衡偏聚特點(diǎn)： （1）偏聚范圍大，在晶界上形成一定的寬度偏聚帶 （2）非平衡偏聚在適當(dāng)冷卻速度下發(fā)生。 （3）一定冷速下，淬火溫度升高，由于空位增多，偏聚及貧化寬度增加。7.4 界面遷移界面遷移 界面遷移實(shí)際是相鄰原子運(yùn)動的結(jié)果，界面遷移與原子運(yùn)動方向相反，速度相同，V界=-V原v界=Mp遷移率驅(qū)動力驅(qū)動力7.4 界面遷移界面遷移驅(qū)動力的來源 （1）變形儲能：變形儲能越大，與無畸變部分相鄰界面遷移的驅(qū)動力就越大，其遷移速度也越大。冷變形金屬在再結(jié)晶退火中核心的形成和長大即以變形儲能為驅(qū)動力。 （2）界面曲率：7.4 界面遷移7.4 界面遷移7.4 界面遷移7.5 界面與組織形貌分析三叉結(jié)點(diǎn)的平衡：界面能相近，則單相多晶體平衡時(shí)晶界應(yīng)交成三叉結(jié)點(diǎn)，其