相變與位錯及擴散.ppt

1、按以下特征分類： 1、相變規(guī)律、相變和擴散、相變基本規(guī)律、相變概況、擴散概況、2、相變分類、(1)相變時熱力學殘奧儀的變化特征。 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)生相當強的重排列波動，形成新的相核，向周圍生長。 由于核與母相間存在界面，導入了不連續(xù)區(qū)域，從這個意義上講，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)生微小的位錯波動。 3、擴散型相變：原子擴散引起的進行無擴散型相變：沒有原子擴散，有擴散但相變不必要，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)動力相比)。 純構(gòu)成要素多態(tài)性相變的驅(qū)動力、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：5，脫溶轉(zhuǎn)變的驅(qū)動力，反應(yīng)式：a，a，相變時自由能變化根據(jù)熱力學關(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：但是是擴散還是不擴散，可以同時完成結(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：核驅(qū)動力與相變總驅(qū)動力不同。 形核的驅(qū)動力和核成分、驅(qū)動力、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)動力、形成/阻力、能量波動、7、核成分、

3、最大形核驅(qū)動力的條件：=、純構(gòu)成元素相變的熱焓變化和熵變化已知時的問題：界面能從相變的整體觀點出發(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。 這是因為這個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穩(wěn)定相。 觀察該躍遷準穩(wěn)定相能存在多少，以及相變的動力學條件。 鐵碳合金中的Fe3C相是準穩(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、形核時最重要的是應(yīng)變能項。 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兩相的彈性

5、應(yīng)變能。 新相生長時，彈性應(yīng)變能增大，在界面導入位錯網(wǎng)絡(luò)，降低彈性應(yīng)變能，形成半共價界面。 當新相增長到更大尺寸時，共格關(guān)系不足以將總界面能的減少補充為共格維持所產(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：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個影響因素，當新相的彈性模量與母相不同時，應(yīng)變能與形狀有關(guān)。 新相彈性模量大時，呈球狀時的應(yīng)變能最小，新相彈性模量小時，呈圓片狀時的應(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，一個面方向的錯配度小，與單方向垂直的錯配比較大。 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、層錯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、位錯上核優(yōu)

8、先核的原因緩和含應(yīng)變能溶質(zhì)的高速擴散溝道層錯上形核促進形核原因：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)動力。 隨著新相的增長，分配給各摩爾新相的界面能進一步減少，因此實際的增長驅(qū)動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，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，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，也可能由擴散過程

9、控制，也可能由界面過程和擴散過程兩者控制。 18、工藝分析，界面成分為x時，界面處的自由能差為0，生長主要由a相自由能差驅(qū)動，被稱為擴散控制的界面成分為X0時，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：界面上的位錯折變會引起界面向母相的移動，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，20，如肖特基部分重排組成了fcc結(jié)構(gòu)和hcp結(jié)構(gòu)之間的一個可滑動半共價界面，取向關(guān)系、21、熱活性生長、界面演變以單原子隨機獨立跨界面進行。 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”生長機理，AB、CD和EF是難以移動的共格界面，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。 原子進入樓梯，使樓梯橫向移動。 界面被復蓋后，沿法線方向推移了一個階段的厚度。 持續(xù)成長需要一個新的階段。 新的臺階靠在寬的面上形成不均勻的核。 階梯機構(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)動力小于某一閾值的情況下，需要以階躍機制生長。 在結(jié)構(gòu)非常擴散的界面(例如大角度的界面)，這個臨界驅(qū)動力低，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，冷卻到低溫時會變成不穩(wěn)定的過飽和固溶體，進行脫溶解。 研究意義：脫熔是以不同方法進行的連續(xù)式可強化合金，在不連續(xù)時會使性能惡化。 在合金的實際脫熔過程中，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、位錯的基本概念、理論剪切強度的估計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，晶體的實際強度和理論修正的強度與一些晶體的實際強度和理論修正的強度有所不同，人們假設(shè)晶體中存在某些缺陷，其存在及其運動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(

13、即，晶體在固定的晶面和晶體方向上滑動)應(yīng)變的不均勻性和不連續(xù)性，即應(yīng)變不是在整個晶體中發(fā)生的變形的滑動的傳播性，變形時，從無到有滑動移位線(帶)，從淺到深，從短到長因為數(shù)量少所以觀察到多的滑動，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)想的缺陷導入晶體需要設(shè)想的缺陷導入晶體：其結(jié)晶學要素與施加力的大小無關(guān)，由結(jié)晶學本身決定。 其運動引起的變形不破壞晶體結(jié)構(gòu)，只有原子間的相對運動。 引入的缺陷具有結(jié)晶學的特性，而不是完全隨機的?？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，可以說明實驗強度比理論強度低的理由。 但是，并不像

14、空閑空間那樣容易受到熱波動的影響，需要合理的增殖機制。我們知道這種缺陷是這里應(yīng)該討論的位錯。 29、位錯理論位錯理論發(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。1934年M.Polanyi、E.Orowan和G.1.Taylor幾乎同時獨立地提出了這種晶體缺陷(位錯)的模型，特別是Taylor在晶體中明確導入了Volterra位錯。 約菲用正交尼科耳觀察巖鹽變形，看到巖鹽變形時輝線從結(jié)晶一側(cè)向相反一側(cè)傳播，說明結(jié)晶變形滑動時局部存在應(yīng)力集中，說明滑動從一側(cè)向相反一側(cè)傳播。 30、Taylor關(guān)注該實驗現(xiàn)象，根據(jù)設(shè)想的位錯排列形狀修正了位錯運動引起的結(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，同時導入了螺旋重排。 1940年P(guān)eierls提出了1947年由Nabarro修正的位錯晶格模型，突破了一般的彈性力學范圍，提出了位錯寬度的概念，推定了位錯移動應(yīng)力，該應(yīng)力與實際的晶體屈服應(yīng)力等級相同。 31，1947年Cottrell首次成功利用位錯理論解決了金屬機械性能的具體問題，旨在闡明溶質(zhì)原子與位錯的相互作用，解釋低碳綱的屈服現(xiàn)象。 同年Shockley描述了面心立方形成擴張錯位的過程。 1950年Frank和Read都提出了重排增殖機制。 上述說明了初始位錯理論發(fā)展的重要過程，到目前為止，個別位錯的運動規(guī)律、位

16、錯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提出的無窮小位錯連續(xù)分布模型為研究更復雜的位錯配置提供了方法。 32、在解決任意形狀位錯線的性質(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動，重排理論在更加堅實的基礎(chǔ)上發(fā)展。 近年來，隨著實驗裝置和校正機的發(fā)展，在研究變位芯的結(jié)構(gòu)和復雜結(jié)構(gòu)中的變位方面取得了很多效

17、果。 33、晶體中位錯概念的引入，假設(shè)滑動面在滑動面上部分面積滑動，上下側(cè)相對滑動，滑動區(qū)域和非滑動區(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。 34、錯位錯位的幾何形態(tài)、刃狀錯位、刃狀錯位的原子模型、產(chǎn)生刃狀錯位的Volterra過程、半原子面位于上側(cè)，稱為正刃錯位。 如果半原子面在下側(cè)，則稱為負刃位錯。35、位錯易激性的位錯易激性的模式說明、位錯移動引起的永久變形的模式說明、36、螺旋位錯、右螺旋位錯的原子模型、產(chǎn)生右螺旋位錯的Volterra過程、37、晶體中的位錯配置常晶中的位錯配置是位錯網(wǎng)絡(luò)。 除了變位網(wǎng)絡(luò)，變位也可以單獨作為變位環(huán)存在。 經(jīng)過強冷加工后，晶體中的位

18、錯配置復雜，常發(fā)生的位錯“纏繞”。 每單位體積所包含的位錯的全長稱為位錯密度r、rL/V。 其中，l是體積v中位錯線的全長。 另一個易于使用的定義是每單位面積切割的位錯數(shù)。 晶體中的位錯網(wǎng)，38，所有的位錯線平行且垂直于表面，兩定義的密度值相同。 在完全隨機排列的重排組中，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。 位錯密度隨著塑性變形迅速增加，強冷加工金屬的代表值約為10111012cm-2。 非金屬晶體通常r低。 39、位錯的核心結(jié)構(gòu)、位錯引起的應(yīng)變大部分集中在原子排列不太正確的位錯引起的應(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