相变与位错及扩散
第六章-扩散与固态相变全文编辑修改
关系式便可进行一些
扩散问题的计算。
间隙扩散 ：当一个间隙 原子从一个间隙位置迁 移到另一个空的间隙位 置的过程，称为间隙扩
散，如图5-5所示。
在金属合金中，由于间隙 原子的半径较小，因此可 移动性强，间隙扩散比空 位扩散快得多。而且空的 间隙位置比空位数目多很 多，因此间隙原子移动的
可能性也比空位扩散大。
个微分方程式。
（1） 一维扩散
如图3所示，在扩散方向上取体积元 Ax, 和J x J分xx别表
示流入体积元及从体积元流出的扩散通量，则在Δt时间内， 体积元中扩散物质的积累量为
m (J x A J xx A)t
m
J x J xx
xAt
x
C J
t
x
C (D C ) t x x
如果扩散系数与浓度无关，则上式可写成
对于半无限固体其表面 浓度保持不变，例如对 于气体扩散问题，其表 面分压保持一定的情况 下，进行如下假设：
1)扩散前任何扩散 原子在体内的分布是均 匀的,此时的浓度设为C0
2)在表面的值设为 零且向固体内部为正方 向；
3)在扩散开始之前 的时刻确定为时间为零
Cx C0 1 erf x
Cs C0
图5-5 间隙扩散示意图
扩散前间隙原子 的位置
扩散后间隙原子 的位置
扩散系数
扩散系数是计算扩散问题的重要参数 ，目前普遍采用下式来求扩散系数，
即：D D0eQ / RT （5-5）
式中D0为扩散常数。Q为扩散激活能。对于 间隙扩散，Q表示每mol间隙原子跳跃时需越
过的势垒，Q表示NA个空位形成能加上每 1mol原子向空位跳动时需越过的势垒。
克肯达尔效应的实际意义续
Ni-Cu扩散偶经扩散后，在 原始分界面附近铜的横截面 由于丧失原子而缩小，在表 面形成凹陷，而镍的横截面 由于得到原子而膨胀，在表 面形成凸起。
固态相变原理 Ch2-3 概论
G* s G*f()
f() 1 ，所以相依托杂质表面成核总可以降低成核势垒，除非
S s
(2)晶界形核
界面：两个相邻晶粒的边界 界棱：三个晶粒共同交界的一条线 界隅：四个晶粒交于一点处
(a)界面形核 (b)界棱形核
(c)界隅形核
只有晶界两侧界面都不共 格时，晶核才类似球形。 通常新相在大角度晶界形 核时，一侧可能与母相具 有一定的取向关系形成平 直的共格或半共格界面， 以降低界面能、减少形核 功；另一侧必为非共格界 面，为减少相界面面积， 故呈球冠状。
(1) 非匀相等温转变动力学模型
假设：均匀形核和长大、形核率I、长大速度G均为常数；
界面能各向同性，不考虑应变能； 新相为球形 先不考虑碰撞和重叠(虚拟长大模型):
+d
xe
t
d
t
d内形核导致t时刻虚拟转变增量
dxe
V N V0
式中 V —— 时刻形成的一个新相核心长大到t时刻的体积；
N —— d内形核数；
C0exp(KQT)
C0expQ ( KG T*)
形核率随温度的变化 加热相变时形核率随温度的变化趋势？
4. 非均匀形核
系统自由能变化为
缺陷(消失而)提供的能量
G V G V E V A G d
(1)异质界面形核
设晶核为球冠形
表面张力平衡，即
S
c o sS
；cos
s s
V0 —— 系统总体积
dex34G3(t)3Id
xe
t
4G3(t)3Id1IG 3t4
03
3
上式适用于过饱和度不高的固溶体沉淀析出相变
真实转变量x ? 未转变基体形核长大
塑性变形名词解释
塑性变形名词解释塑性变形是指物质在受外力作用下发生不可逆的形变现象，其过程中原子或分子之间的排列和结构发生变化。
与弹性变形不同，塑性变形一旦发生，物质会永久性地保留其新的形状，无法恢复到原来的状态。
塑性变形广泛应用于材料科学、工程设计和制造等领域。
塑性变形的机制主要包括滑移、位错、扩散和相变等。
滑移是指晶格中的层状或面状结构在外力作用下沿着特定的晶面滑动，使晶体形成一种新的排列方式。
位错是晶格中原子位置的不连续和错位，是塑性变形的主要因素。
位错可以通过滑移、扩散或界面运动等方式发生移动，从而导致物质发生形变。
扩散是指物质中原子、离子或分子在固态中的移动，可以促使位错发生移动并引起塑性变形。
相变是一种物质由一个物态转变为另一个物态的过程，通过控制相变条件，可以实现塑性变形。
塑性变形对于材料的物理性质和力学性能具有重要影响。
塑性变形可以提高材料的延展性和塑性，降低其脆性和硬度，使其更适合于各种加工工艺。
塑性变形还可以改善材料的强度、硬度和韧性等机械性能，使之更适合于工程设计和制造。
此外，塑性变形还可以提高材料的导电性、导热性和耐腐蚀性等物理性质，扩大其应用领域。
塑性变形可以通过多种方式实现，包括热变形、冷变形、压力变形和拉力变形等。
热变形是在高温下进行的塑性变形，利用高温使材料的形变性能得以改善。
冷变形是在室温下进行的塑性变形，适用于各种类型的材料加工。
压力变形是通过在材料表面施加压力，使材料在局部区域内发生塑性变形。
拉力变形是通过对材料施加拉力，使其在延伸方向上发生塑性变形。
总之，塑性变形是物质在外力作用下发生不可逆形变的过程，其机制包括滑移、位错、扩散和相变等。
塑性变形对于材料的物理性质和力学性能具有重要影响，可以改善材料的延展性、韧性和均匀性，使之适应不同的工程需求。
塑性变形可以通过热变形、冷变形、压力变形和拉力变形等方式实现，广泛应用于材料科学、工程设计和制造等领域。
金属材料的强化方法和位错的关系
陶瓷材料和聚合物材料虽然比较脆，但也有滑移面的存在。
金属材料的变形主要是通过滑移实现的，位错对于理解金属材料的一些力学行为特别有用。
而位错理论可以解释材料的各种性能和行为，特别是变形、损伤和断裂机制，相应的学科为塑性力学、损伤力学和断裂力学。
另外，位错对晶体的扩散和相变等过程也有较大影响。
首先，滑移解释了金属的实际强度与根据金属键理论预测的理论强度低得多的原因。
此外，金属材料拉伸断裂时，一般沿450截面方向断裂而不会沿垂直截面的方向断裂，原因在于材料在变形过程中发生了滑移。
其次，滑移赋予了金属材料的延性。
如果材料中没有位错，铁棒就是脆性的，也就不可能采用各种加工工艺，如锻造等将金属加工成有用的形状。
第三，通过干预位错的运动，进行合金的固溶强化，控制金属或合金的力学性能。
把障碍物引入晶体就可以阻止位错的运动，造成固溶强化。
如板条状马氏体钢( F12钢)等。
第四，晶体成型加工过程中出现硬化，这是因为晶体在塑性变形过程中位错密度不断增加，使弹性应力场不断增大，位错间的交互作用不断增强，因而位错运动变得越来越困难。
第五，含裂纹材料的疲劳开裂和断裂、材料的损伤机理以及金属材料的各种强化机制都是以位错理论为基础。
金属的强化strengthening of metals通过合金化、塑性变形和热处理等手段提高金属材料的强度，称为金属的强化。
所谓强度是指材料对塑性变形和断裂的抗力，用给定条件下材料所能承受的应力来表示。
随试验条件不同，强度有不同的表示方法，如室温准静态拉伸试验所测定的屈服强度、流变强度、抗拉强度、断裂强度等（见金属力学性能的表征）；压缩试验中的抗压强度；弯曲试验中的抗弯强度；疲劳试验中的疲劳强度（见疲劳）；高温条件静态拉伸所测的持久强度（见蠕变）。
每一种强度都有其特殊的物理本质，所以金属的强化不是笼统的概念，而是具体反映到某个强度指标上。
一种手段对提高某一强度指标可能是有效的，而对另一强度指标未必有效。
第六讲扩散与相变详解
概要
本章主要讨论固体材料中扩散的一般规律、扩散的影响因素和扩散机制等内
容
固体材料涉及金属、陶瓷和高分子化合物三类； 金属中的原子结合是以金属键方式； 陶瓷中的原子结合主要是以离子键结合方式为主； 而高分子化合物中的原子结合方式是共价键或氢键结合，并形成长链结构， 这就导致了三种类型固体中原子或分子扩散的方式不同，描述它们各自运动方式 的特征也是本章的主要目的之一。
1.两端成分不受扩散影响的扩散偶（diffusion couple）－焊接过程
解微分方程 → 引入中间变量和误差函数 → 求通解
A1 exp 2 d A2
0
x>0 则＝ 1
→ 边界条件 t＝0 和初始条件
x＝ 则＝ 1 t＝0 x＝－ 则＝ 2
x<0 则＝ 2
扩散的热力学分析
引起上坡扩散还可能有以下一些情况：
1.
弹性应力的作用。晶体中存在弹性应力梯度时，它促使较大半径的原子跑向 点阵伸长部分，较小半径原子跑向受压部分，造成固溶体中溶质原子的不均 匀分布。 晶界的内吸附。晶界能量比晶内高，原子规则排列较晶内差，如果溶质原子 位于晶界上可降低体系总能量，它们会优先向晶界扩散，富集于晶界上，此 时溶质在晶界上的浓度就高于在晶内的浓度。 大的电场或温度场也促使晶体中原子按一定方向扩散，造成扩散原子的不均 匀性。
x d 边界条件 t＝, x=0, = 0 任意时刻 x ,t 0 dx 2 2 Dt x exp 正弦特解为 x, t 0 max 0 sin x 0 A sin
3.衰减薄膜源－表面沉积过程 初始条件 t=0, x＝0, = x 0, =0 边界条件 t>0, x=, =0
物理冶金原理：5-扩散
Ln Do 斜率 k = Q/R 求出Q
Ln D
1/T
几种典型扩散现象
• 下坡扩散Down-Hill Diffusion ： • 上坡扩散 Up-Hill Diffusion:
•Down-Hill Diffusion
DA, DB
Vacancy Mechanism:
Diffusion of Substitutional Solute Atoms
空位机制：置换式溶质原子
（置换式原子的扩散就是空位的反向运动）
空位机制：置换式溶质原子
（置换式原子的扩散就是空位的反向运动）
间隙机制：间隙溶质原子 Interstitial Mechanism:
元素原子自扩散激活能与元素熔点的关系 Q = k . Tm
元素原子自扩散激活能与元素熔点的关系 Q = k . Tm
晶 体 结 构 的 影 响
影响扩散的因素
• 晶体缺陷密度： 空位浓度: 过饱和空位（固溶后不能停留太长时间） 位错及层错密度：是扩散的快速通道 晶界（晶粒尺寸）: 纳米材料（表面纳米化－渗氮） 相界:
• 温度足够高：能量起伏、热激活 • 时间足够长：大量原子微观上无规
则跃迁、物质的定向传输 • 存在驱动力（浓度梯度、化学位梯
度、应变能梯度、表面能梯度）
扩散对材料科学与工程的意义
材料合成、制备、加工、使用过程都是控制 扩散的过程：
• 固态相变与热处理过程： • 凝固加工（铸造、焊接、…….) • 成形热加工（热锻、热轧、热挤压, ……) • 高温力学行为及氧化、腐蚀等性能： • 粉末冶金烧结： • 表面化学热处理与表面渗工艺， • 扩散连接, …….
金属材料中的相变行为
金属材料中的相变行为引言相变是指物质在温度、压力等外界条件发生变化时，其微观结构和性质发生变化的过程。
金属材料中的相变行为具有重要的工程应用价值，并在材料科学领域引起了广泛关注和深入研究。
本文将从结晶相变、熔化相变和亚稳相变三个方面介绍金属材料中的相变行为。
一、结晶相变结晶相变是金属材料中最常见的相变形式之一。
当金属材料的温度升高或降低到一定程度时，它们的原子会重新排列成不同的结晶形态。
在结晶相变中，金属材料的晶体结构、晶格常数和晶胞体积都会发生改变。
1.1晶格结构变化金属材料的结晶相变通常涉及晶格结构的变化。
例如，铁材料在高温下会从面心立方结构转变为体心立方结构，这种相变会导致材料的性质发生显著变化。
其他金属如铝、铜等也存在类似的结晶相变行为。
1.2相形变和位错运动相变过程中，晶体内部会发生相形变和位错运动。
相形变是晶体内部原子重新排列引起的晶格结构变化，而位错运动则是指晶胞内部的缺陷运动。
相形变和位错运动的发生会导致晶体的塑性变形，从而改变材料的机械性能。
二、熔化相变熔化相变是金属材料中另一种常见的相变形式。
它指的是金属材料在升高温度达到熔点时，从固态变为液态的过程。
由于熔化相变涉及到原子的间距变化和各向异性的消失，因此具有重要的研究价值。
2.1熔点和熔化热金属材料的熔点是指其固态和液态之间的相变温度。
不同金属的熔点差别很大，如铁的熔点约为1535摄氏度，而铅的熔点只有327摄氏度。
与熔点相关的概念是熔化热，指的是单位质量的材料在熔化过程中吸收或释放的热量。
2.2热传导和物质扩散金属材料的熔化相变是热传导和物质扩散的复杂过程。
热传导在相变过程中起着重要的作用，它指的是热量从高温区域向低温区域的传递。
物质的扩散则是原子或分子由高浓度区域向低浓度区域的传播，也是熔化相变中的关键因素。
三、亚稳相变亚稳相变是指金属材料在受到外界激发时出现的短暂相变过程。
与熔化相变不同，亚稳相变不需要达到熔点。
亚稳相变在金属材料的形成过程中起着重要的作用，并且对材料的性能具有显著影响。
材料基础-第四章固体材料的缺陷
例如，Fe的剪切模量大约100GPa，则理论剪切 模量应为3000MPa。但是，单晶体Fe的实际强度仅 为1－10MPa，晶面之间的滑移用相当小剪力就能移 动。理论值与实际值相差巨大。因而，人们就猜测 晶体中存在着象位错这样的线缺陷。 当时仅是理论上的一种推测，没有真正看到。 直到50年代，透射电镜（TEM）的研发成功，才从 实验中观察到实际的位错形貌。 当晶体的一部分相对于另一部分进行局部滑移 时，晶体的已滑移部分与未滑移部分的交界线形成 分界线，即位错，用TEM可观察到(见图4-4)。 位错主要分两种类型：刃型位错和螺型位错。
按晶体缺陷的几何特征，可以分成四种 基本类型：点缺陷、线缺陷(位错)、面缺陷 和体缺陷，如图4-1所示。 但需记住，这些缺陷只代表理想原子排 列中的缺陷。而实用上，为了获得所要求的 材料性能如强度、硬度、塑性等，有时要有 意地制造一些缺陷，即通过合金化、扩散、 热处理和表面处理，设计和控制这些缺陷。 因此，设计和控制晶体缺陷是改进产品 质量的关键，特别是对晶体生长以及使用过 程中控制缺陷的形成、类型以及变化，都是 极为重要的。
图4-3 晶格节点的置换原子
4. 点缺陷对材料性能的影响 在一般情况下，点缺陷主要影响晶体的物 理性质，如比容、比热容、电阻率等。 （1）比容 为了在晶体内部产生一个空位，需将该处 的原子移到晶体表面上，这就导致体积的增加。
（2）比热容 由于形成点缺陷，需向晶体提供附加的能 量(空位生成焓)，因而引起附加的比热容。
断裂，而不会沿垂直截面的方向断裂，原因在于 材料在变形过程中发生了滑移，如图4-10所示。
图4-10 单晶体的拉伸断裂 及晶面滑移形貌
这是因为，材料的塑性变形通常会沿着晶体原子 的密排方向滑移，见图4-11 外加拉应力、滑移方向和滑移面的关系
固态相变名词解释
平衡转变:在缓慢加热或冷却时所发生的符合状态图平衡组织的相变为平衡转变。
同素异构转变：纯金属的晶体结构转变。
多形性转变：固溶体的同素异构转变。
平衡脱溶转变：缓慢冷却，过饱和固溶体沿平衡相图确定的固溶度线析出第二相的过程。
共析转变：即两种以上的固相新相，从同一固相母相中一起析出，而发生的相变，称为共析转变，有时也称共析反应。
不平衡转变：加热或冷却速度增大，平衡转变受到抑制，发生某些状态图上不能反映的转变，形成不平衡或亚稳组织。
伪共析转变：当A从高温以较快的速度冷却到GS与ES的延长线以下时，将从A中同时析出F和Fe3C。
类似共析转变，但F和Fe3C的比值不是定值，而是随着A中的碳量而变，这种转变称为伪共析转变。
转变产物称为P。
马氏体转变：通过无扩散的共格切变转变为成分相同但晶体结构不同的相。
贝氏体转变：在高温珠光体和低温马氏体转变之间还存在着贝氏体转变，也称为中温转变。
块状转变：冷却速度不够快时γ相的原子通过非共格界面的短程快速扩散转变为成分相同的相，转变产物呈块状，表面无浮凸。
不平衡脱溶沉淀：在室温或低于固溶度曲线的某一温度等温时自相中析出成分与结构均与平衡脱溶不同的新相，称为不平衡脱溶沉淀。
共格界面：若新母相的晶体结构和取向都相同，点阵常数也非常接近，或新母相晶体结构不同，点阵常数也不相同，但两相中某些晶面的点阵相似，则相界面上的原子为两相共有，界面原子位于两相结点上。
半共格界面：界面上两相原子变为部分地保持匹配。
非共格界面：当两相界面处原子排列差异很大，导致错配度增大，其原子间的匹配关系不再维持，形成非共格界面。
取向关系：位向关系是新母相某些低指数晶面晶向的对应平行关系。
惯习面：马氏体是在母相的一定晶面上开始形成的，这个晶面称为惯习面，通常以母相的晶面指数表示。
弹性畸变能：原子偏离正常点阵位置引起的，包括共格应变能和比容差应变能。
界面能：在母相中形成新相的界面时，由同类键、异类键的强度和数量变化引起的化学能。
材料科学名词解释
凝固1.凝固：是指物质有液态至固态的转变。
2.结晶:凝固后的固体是晶体，则称之为结晶。
3.近程有序：在非晶态结构中，原子排列没有规律周期性，原子排列从总体上是无规则的，但是，近邻的原子排列是有一定的规律的这就是“短程有序”4.结构起伏：液态结构的原子排列为长程无序，短程有序，并且短程有序原子团不是固定不变的，它是此消彼长，瞬息万变，尺寸不稳定的结构，这种现象称为结构起伏。
5.能量起伏：是指体系中每个微小体积所实际具有的能量，会偏离体系平均能量水平而瞬时涨落的现象。
6.过冷度：相变过程中冷却到相变点以下某个温度后发生转变，平衡相变温度与该实际转变温度之差称过冷度。
7.均匀形核：新相晶核是在母相中存在均匀地生长的，即晶核由液相中的一些原子团直接形成，不受杂质粒子或外表面的影响。
8.非均匀形核：新相优先在母相中存在的异质处形核，即依附于液相中的杂质或外来表面形核。
9.晶胚：当温度降到熔点以下，在液相中时聚时散的短程有序原子集团，就有可能形成均匀形核的“胚芽”或称晶胚。
10.晶核：物质结晶时的生长中心.又称晶芽.11.亚稳相：亚稳相指的是热力学上不能稳定存在，但在快速冷却成加热过程中，由于热力学能垒或动力学的因素造成其未能转变为稳定相而暂时稳定存在的一种相。
12.临界晶粒：半径为*r的晶核称为临界晶核。
13.临界形核功：形成临界形核所需要的功。
14.光滑界面：界面的平衡结构应是只有少数几个原子位置被占据，或者极大部分原子位置都被固相原子占据，及界面基本上为完整平面，这时界面呈光滑界面。
15.粗糙界面：界面的平衡结构约有一半的原子被固相原子占据而另一半位置空着，这是的界面称为微观粗糙界面。
16.温度梯度：是指液相温度随离液-固界面的距离增大而增大或降低。
17.平面状：在正温度梯度下，纯晶体凝固时，粗糙界面的晶体其生长形态呈平面状，界面与相面等温而平行。
18.树枝状：在负温度梯度下，纯晶体凝固时，处于温度更低的液相中，是凸出的部分的生长速度增大而进一步伸向液体中，这种情况下液-固界面会形成许多伸向液体的分支的生长方式。
材料物理李志林简答题答案
精心整理一、材料的电子理论1、说明自由电子近似的基本假设。
在该假设下，自由电子在一维金属晶体中如何分布？电子的波长、能量各如何分布？自由电子近似假设：自由电子在金属内受到一个均匀势场的作用，使电子保持在金属内部，金属中的价电子是完全自由的；自由电子的状态不符合麦克斯韦-波尔兹曼统计规律，但服从费米-狄拉克的量子统计规律。
分布：电子的势能在整个长度L内都一样，当0<x<L时，取U(x)=0；电子在边界处势能无穷大，即当x<=0和x>=L时U(x)=，以此建立一维势阱模型。
一维势阱中自由电子运动状态满足的薛定谔方程为，在一维晶体中的解（归一化的波函数）为：（L为晶体长度）。
在长度L内的金属丝中某处找到电子的几率为||2=*=，与位置x无关，即在某处找到电子的几率相等，电子在金属中呈均匀分布。
自由电子的能量：(n=1、2、3……) 电子波长：λ=近自由电子近似基本假设：点阵完整，晶体无穷大，不考虑表面效应；不考虑离子热运动对电子运动的影响；每个电子独立的在离子势场中运动，不考虑电子间的相互作用；周期势场随空间位置的变化较小，可当作微扰处理。
电子在一维周期势场中的运动薛定谔方程：，方程的解为。
自由电子近似下的E-K关系有：，为抛物线。
在近自由电子近似下，对应于许多K值，这种关系仍然成立；但对于另一些K值，能量E与这种平方关系相差许多。
在某些K值，能量E发生突变，即在K=处能量E=E n|U n|不再是准连续的。
近自由电子近似下有些能量是允许电子占据的，称为允带；另外一些能量范围是禁止电子占据的，称为禁带。
2、何为K空间？K空间中的（2,2,2）和（1,1,3）两点哪个代表的能级能量高？K空间：取波数矢量K为单位矢量建立一个坐标系统，他在正交坐标系的投影分别为K x、K y、K z，这样建立的空间称为K空间。
22+22+2212+12+32，故（2,2,2）比（1,1,3）高。
3、何谓状态密度？三维晶体中自由电子的状态密度与电子能量是何种关系？状态密度：自由电子的能级密度亦称为状态密度，即单位能量范围内所容纳的自由电子数。
2.2 位错的基本概念
2.2 位错的基本概念晶体中的线缺陷是各种类型的位错。
其特点是原子发生错排的范围，在一个方向上尺寸较大，而另外两个方向上尺寸较小，是一个直径为3—5个原子间距，长几百到几万个原子间距的管状原子畸变区。
虽然位错种类很多，但最简单，最基本的类型有两种：一种是刃型位错，另一种是螺型位错。
位错是一种极为重要的晶体缺陷，对金属强度、塑变、扩散、相变等影响显著。
一位错学说的产生位错：晶体中某处一列或若干列原子有规律的错排。
意义：（对材料的力学行为如塑性变形、强度、断裂等起着决定性的作用，对材料的扩散、相变过程有较大影响。
）人们很早就知道金属可以塑性变形，但对其机理不清楚。
在位错被提出之前，人们对晶体的塑性变形作了广泛的研究。
实验发现在塑性变形的晶体表面存在大量的台阶，因此，提出了塑性变形是通过晶体的滑移来实现的观点。
晶体的滑移过程如图1所示。
根据晶体塑性变形后台阶产生的方向，发现滑移总是沿着某些特定的晶面和晶体学方向进行的。
这些晶面被称为滑移面；晶体学方向被称为滑移方向。
一个滑移面和其面上的一个滑移方向组成一个滑移系。
当外界应力达到某一临界值时，滑移系才发生滑移，使晶体产生宏观的变形，将这个应力称之为临界切应力。
本世纪初到30年代，许多学者对晶体塑变做了不少实验工作。
1926年弗兰克尔利用理想晶体的模型，假定滑移时滑移面两侧晶体象刚体一样，所有原子τ＝G／2π(G为切变模量)，与实验结果相比相差3—4同步平移，并估算了理论切变强度mτ值也为G／30，仍与实测临个数量级，即使采用更完善一些的原子间作用力模型估算，m界切应力相差很大。
这一矛盾在很长一段时间难以解释。
1934年泰勒(G．I．Tayor)，波朗依(M.Polanyi)和奥罗万(E．Orowan)三人几乎同时提出晶体中位错的概念。
泰勒把位错与晶体塑变的滑移联系起来，认为位错在切应力作用下发生运动，依靠位错的逐步传递完成了滑移过程，如图2。
与刚性滑移不同，位错的移动只需邻近原子作很小距离的弹性偏移就能实现，而晶体其他区域的原子仍处在正常位置，因此滑移所需的临界切应力大为减小。
中南大学材料科学基础名词解释
材基名词解释1.晶带轴:所有平行或相交于某一晶向直线的晶面构成一个晶带，此直线称为晶带轴。
属此晶带的晶面称为共带面。
（p26）2.伪共晶组织：在平衡凝固条件下，只有共晶成分的合金才能得到全部的共晶组织。
然而在非平衡凝固条件下，某些亚共晶或过共晶成分的合金也能得全部的共晶组织，这种由非共晶成分的合金所得到的共晶组织称为伪共晶（与共晶组织区别:成分不同,组织细密,强度、硬度较高。
（271）3.定向凝固：又称为定向结晶，是指使金属或合金在熔体中定向生长晶体的一种工艺方法。
定向凝固技术是在铸型中建立特定方向的温度梯度，使熔融合金沿着热流相反方向，按要求的结晶取向进行凝固铸造的工艺。
它能大幅度地提高高温合金综合性能4.包共晶组织：具有共晶-包晶四相反应的组织，发生反应时同时具有包晶转变和共晶转变的性质。
（p356）5.克肯达尔效应：阵点总数保持不变，则扩散区域内的每个平面都必须发生移动，反映了置换原子的扩散机制，两个纯组元构成扩散偶，界面将向扩散速率快组元一侧移动。
（p140）6.滑移系：一个滑移面和此面上的一个滑移方向合起来叫做一个滑移系（p174）7.区域熔炼：沿合金圆棒长度方向逐渐从一端向另一端顺序地进行局部熔化该方法在整个生长过程中的任何时刻都只有一部分原料被熔融，熔区由表面张力支撑。
（p296）8.成分过冷：固溶体不平衡结晶时,固液界面前沿液相中溶质浓度发生变化，液相的熔点也随之变化；液相各微区熔点的连线与实际温度分布曲线之间所包围的区域就是成分过冷区。
这种由固-液界面前方溶质再分配引起的过冷，称为成分过冷。
9.晶界：晶粒与晶粒之间的接触界面，是结构相同而取向不同晶粒之间的界面。
10.偏析：合金中各组成元素在结晶时分布不均匀的现象称为偏析。
11.柏氏回路：在实际晶体中，从任一原子出发，围绕位错（避开位错线附近的严重畸变区）以一定的步数作一右旋闭合回路（称为伯氏回路P91）12.反应扩散：当某种元素通过扩散，自金属表面向内部渗透时，若该扩散元素的含量超过基体金属的溶解度，则随着扩散的进行会在金属表层形成中间相（也可能是另一种固溶体），这种通过扩散形成新相的现象称为反应扩散或相变扩散。
相变原理(复习题)
相变原理复习习题第一章固态相变概论相变：指在外界条件(如温度、压力等)发生变化时，体系发生的从一相到另一相的变化过程。
固态相变：金属或陶瓷等固态材料在温度和/或压力改变时，其内部组织或结构会发生变化，即发生从一种相状态到另一种相状态的改变。
共格界面：若两相晶体结构相同、点阵常数相等、或者两相晶体结构和点阵常数虽有差异，单存在一组特定的晶体学平面使两相原子之间产生完全匹配。
此时，界面上原子所占位置恰好是两相点阵的共有位置，界面上原子为两相所共有，这种界面称为共格界面。
当两相之间的共格关系依靠正应变来维持时，称为第一类共格；而以切应变来维持时，成为第二类共格。
半共格界面：半共格界面的特点：在界面上除了位错核心部分以外，其他地方几乎完全匹配。
在位错核心部分的结构是严重扭曲的，并且点阵面是不连续的。
非共格界面：当两相界面处的原子排列差异很大，即错配度δ很大时，两相原子之间的匹配关系便不在维持，这种界面称为非共格界面；一般认为，错配度小于0.05时两相可以构成完全的共格界面；错配度大于0.25时易形成非共格界面；错配度介于0.05～0.25之间，则易形成半共格界面。
一级相变：相变前后若两相的自由能相等，但自由能的一级偏微商（一阶导数）不等的相变。
特征：相变时：体积V，熵S，热焓H发生突变，即为不连续变化。
晶体的熔化、升华，液体的凝固、气化，气体的凝聚，晶体中大多数晶型转变等。
二级相变：相变时两相的自由能及一级偏微商相等，二级偏微商不等。
特征：在临界点处，这时两相的化学位、熵S和体积V相同；但等压热容量Cp、等温压缩系数β、等压热膨胀系数α突变。
例如：合金的有序-无序转变、铁磁性-顺磁性转变、超导态转变等。
均匀相变：没有明显的相界面，相变是在整体中均匀进行的，相变过程中的涨落程度很小而空间范围很大。
特点：A: 无需形核；B: 无明确相界面；非均匀相变：是通过新相的成核生长来实现的，相变过程中母相与新相共存，涨落的程度很大而空间范围很小。
名词解释
点缺陷：三维方向上缺陷尺寸都处于原子大小的数量级上。
肖特基缺陷：如果正常格点上的原子，热起伏过程中活的能量离开平衡位置迁移到晶体的表面，在晶体内正常格点上留下空位，这即是肖特基缺陷。
弗伦克尔缺陷：在晶格热振动时，一些能量足够大的原子离开平衡位后，挤到晶格点的间隙中，形成间隙原子，而原来位置上形成空位。
这种缺陷称为弗伦克尔缺陷。
固溶体：一种组分（溶剂）内溶解了其他组分（溶质）而形成的单一、均匀的晶态固体。
非化学计量缺陷：一些化合物的化学组成会明显地随之周围气氛的性质和压力的大小的变化而发生组成偏离化学计量的现象。
非化学计量化合物：在普通化学中，定比定律认为化合物中不同原子的质量要保持固定的比例，但实际化合物有一些并不符合定比定律，即分子中各元素的原子数比例并不是一个简单的固定比例关系，这些化合物称为非化学计量化合物。
线缺陷：原子发生错排的范围在一个方向上尺寸较大，而另两个方向上尺寸较小的缺陷。
刃型位错：伯格斯矢量b与位错线垂直的位错称为刃型位错。
螺形位错：位错线和滑移方向（伯格斯矢量b）平行，由于位错线垂螺形位错直的平行面不是水平的，而是像螺旋形的，故称螺旋位错。
混合位错：晶体中已滑移区与位滑移区的边界线（及位错线）既不平行也不垂直于滑移，即滑移矢量与位错线成任意角度，这种晶体缺陷叫做混合型位错。
伯氏矢量：伯氏矢量是描述位错性质的一个重要的物理量，用b表示。
位错滑移：位错沿着滑移面的移动位错攀移：多余半原子的伸长或缩短网络形成剂：网络形成剂：正离子是网络形成离子，单键强度大于335kJ/mol335kJ/mol，能单独形成玻璃的氧化物。
网络变性剂：正离子是网络变性离子，单键强度小于250KJ/mol250KJ/mol能单独形成玻璃，但能改变玻璃网络结构和性质的氧化物。
单键强度：化合物的分解能除以化合物的配位数得出的商数即为单键单键强度硼反常现象：硼酸盐玻璃与相同条件下的硅酸盐玻璃相比，其性质随R2O或RO加入量的变化规律相反，这种现象称硼反常现象。
第二章扩散的机制扩散方程及其解
2 多维系统中的扩散（空心球体情况）
扩散通量为：
J dm 1
dt 4r2
由菲克第一定律得：
稳态扩散的空心球体
第二十页，课件共有135页
dmD4r2 dC
dt
dr
2.1.1 菲克第一定律及其应用 2 多维系统中的扩散（空心球体情况）
根据已知的边界条件有：
r2 r1
dmdr C2
dtr2
C1
4DdC
由稳态扩散条件
J
a
H
J
g
H
JH aD aCgaalaC 1D laafaH a i faH 1 a
JH g Dg C2 lgCggaD lgg a fH gg a fH ig
C 1 C 2 分别为H在两相中的浓度;
a a 分别为H在两相中的活度; ag
f a f g 分别为H在两相中的活度系数;
第二十第五二十页五页，，课课件件共共有13有5页135页
x2 x1
ddm t dxCC12
DAdC
扩散物质的流量
d dm tx2x1D AC2C1
dmD AC 2C 1D AC 2C 1
dt
x2x1
l
l ：x1与x2两点间距离
第十第六十六页页，，课课件件共共有有1315页35页
2.1.1 菲克第一定律及其应用
例 8.1 推导欧姆定律
ΔC 引起的电位差 U C K
例如一层可以是纯铁，另一层可以是奥氏体不锈钢
两相层的厚度
a相的厚度为
la
g相的厚度为
lg
设扩散物质为氢 (H)，由于它在
a相与g相中具有一定的溶解度
aa
aa faC1
ag fg C2
金属材料的位错结构分析
金属材料的位错结构分析引言金属材料在日常生活和工业生产中扮演着重要角色。
为了理解和改善金属材料的性能，研究其微观结构是至关重要的。
位错是金属材料中常见的缺陷，对其产生的机理和特征进行分析有助于深入了解金属材料的力学行为和变形。
一、位错的概念和分类位错是材料中原子排列的缺陷，可以被视为相邻晶胞之间有错位的层。
位错可以根据其线向、面向和位错元素的类型进行分类。
线向位错是沿着一条直线的错位，面向位错是在某个平面上发生错位。
位错的类型包括位错环、位错线和剪切位错等。
二、位错的生成和运动位错的生成可以通过多种途径实现，例如在晶体生长过程中，受应力作用或其他外界因素的影响。
位错的运动则是指位错沿晶体中的某些方向移动。
位错运动受到多种因素的影响，包括应力、温度和外部应力等。
位错运动的方式包括滑移、跃迁和扩散等。
三、位错的作用和影响位错对金属材料的性能和行为产生了很大的影响。
位错可以影响金属的硬度、塑性和断裂韧性等力学性质，并且可以导致材料的疲劳、应力腐蚀和形变失真等失效机制。
位错还可以通过吸引和排除合金元素，对金属材料的晶粒生长和相变过程产生影响。
四、位错的观测和分析方法位错的观测和分析需要借助先进的显微镜技术，如透射电子显微镜（TEM）和扫描电子显微镜（SEM）。
TEM可以提供高分辨率的位错观测，可以直接观察到位错的形态和位置。
SEM则可以通过差示对比增强技术来观测位错，并结合图像处理方法进行进一步分析。
五、位错的模拟和计算近年来，随着计算机技术的发展，分子动力学模拟和离散位错动力学模型成为位错行为研究的重要工具。
通过将晶体结构和位错特征输入到模拟软件中，可以模拟位错的生成、运动和相互作用，进而预测材料的性能和行为。
六、位错与材料的优化设计位错的存在是金属材料中的一种缺陷，但也可以被看作是一种对材料性能的调控手段。
通过合理设计和控制位错的生成和运动，可以调整材料的硬度、塑性和断裂韧性等性能指标。
因此，位错的研究为金属材料的优化设计提供了重要思路。
4.1马氏体相变特征及定义
4.1 马氏体相变的特征及定义
4.1.1马氏体相变的基本特征
1）马氏体相变的无扩散性
马氏体相变与扩散型相变不同之处在于晶格改组过程 中，所有原子集体协同位移，相对位移量小于一个原 子间距。相变后成分不变，即无扩散。 高碳马氏体转变速度极快，一片马氏体形成速度约为 1100m/s。在80～250K温度范围内，长大速度为103/s 数量级。在此低温下，原子不可能做超过一个原子间 距的迁移。转变已经不可能以扩散方式进行。点阵常 数的变化，得出马氏体和奥氏体的碳含量相同。因此 试验表明马氏体相变中原子无扩散特征。
除了以上主要特征外，马氏体相变还有表 面浮凸、非恒温性等现象。马氏体转变也 有恒温形成的，即等温形成的马氏体。浮 凸是过冷奥氏体表面转变时发生的普遍现 象。因此不宜将表面浮凸、非恒温性等现 象作为马氏体相变的特征。
马氏体相变的主要特征如下：
(1)无（需）扩散性； (2)具有位向关系，以非简单指数晶面为惯习面； (3)相变伴生大量亚结构，即极高密度的晶体缺陷：如极 高密度位错，精细孪晶，细密的层错等。 （4）马氏体相变具有可逆性，新旧相界面可正反两个方 向移动。 这4条可作为马氏体相变的判据。
这个定义可以用于钢，也可以用于非铁金属。实际上 定义2和定义3均不完美。它指出了马氏体相变的本质 特征，即：无扩散的不变平面应变的晶格改组。但这 只是马氏体相变过程的规律性的概括。不是马氏体本 身的物理实质的说明。 作为马氏体的定义应当是马氏体自身的物理本质的科 学抽象，即指出马氏体自身的属性，而不是马氏体相 变过程的属性，不宜用过程的属性代替产物的属性。
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相变规律、位错及扩散 相变基本规律 位错简介
扩散简介
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相变的分类
(1)按相变时热力学参数变化的特征分类。 分为一级和高级相变。
(3)按原子迁移特征分类
扩散型相变： 依靠原子扩散进行；
无扩散型相变：无原子扩散，或虽存在扩散，但不是相变 所必需的或不是主要过程。
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相变驱动力
定义为在恒温恒压条件下，摩尔吉布斯自由能的净降低量（与再结晶驱动力比较）。 纯组元多形性相变的驱动力 摩尔转变熵
减小形核功，形核过程便易于进行。
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若母相和稳定的新相的晶体结构差异很大，以至于不 管新／母相如何调整取向关系也不可能形成共格的低能界 面，则有可能形成与母相呈共格界面关系的另一种亚稳定 相。 对共格界面，界面两侧原子排列的间距差异是由两相 的弹性应变能承担的。当新相长大时，弹性应变能加大， 将会在界面上引入位错网络来降低弹性应变能，变成半共 格界面。新相长大到更大尺寸时，共格关系使总界面能的 减少不足以补偿维持共格所引起的弹性能或结构能，新相 和母相间就失去共格关系。
形核驱动力
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核心成分
按最大形核驱动力的条件： =
当已知纯组元相变的热焓变化和熵变化时，可用试探解法求核心成分Ｘm。 问题：因界面能的存在，使a相和β相的自由能都会改变，这会引起核心的 成分改变。
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有显著差别，使得形成的核心中包 含的原子数和形成核心前这个区域 的母相的原子数目不相同。如Cu-Zn 合金中从b相中析出富锌的g相（锌 扩散速度快）。
• 共格界面引起；
• 体积不同引起或扩散速度不 同引起；
影响应变能的因素和应变能大小数量级：新相形状；弹性性质；应变能随 应变的平方增加。如铝的E为70GPa，1%的应变就会引起3.5MJ×m-3的应变能， 若5%应变则引起25×3.5MJ×m-3的应变能。
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应变能的作用
多数情况是核心中原子数目和形成 核心前原来这个区域中母相的原子 数目相同，但新相和母相的每一个
抵消形核驱动力（是阻力）。 分两类：
原子所占据的体积不同。另一种途
径是由于母相中各组元的扩散速度
பைடு நூலகம்
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共格时：应变能是由共格应变引起的。若母相是各向同性、且母/新相的弹 性模量相等，则总应变能和析出物形状无关。 可表达为： 三个影响因素 当新相弹性模量不同于母相时，则应变 能与形状有关。新相弹性模量大时，呈 球状时应变能最小；若新相弹性模量小 时，呈圆片状时应变能最小。一般母相
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亚稳平衡过渡相的形成
从相变的总体看，相变应以转变成最稳定相告终，这是因为这个过程的总 吉布斯自由能降低是最多的。
右图却说明亚稳相析出的形核驱动力可能
更大。 在转变为平衡相之前的一种过渡性产物称 为过渡亚稳相。这种过渡亚稳相能够存在 多久，还要看相变的动力学条件。铁-碳合 金中的Fe3C相是亚稳定相的典型例子，石
临界半径
形核功
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界面能的作用
界面能是形核的阻力。
固态相变中，新相和母相均是晶体，因此新/母相界面可能共格、半 共格或非共格。
两相间界面能随界面两侧原子排列匹配程度加大而减小。
形核时总希望有最低的总表面能。非共格界面能很高，若调整核心 和母相的取向关系，使核心出现尽量多的共格或半共格界面，就会
相变的形核
固态相变形核过程的多样性： 可是扩散的或无扩散的；可同时完成晶体结构和成分的变化，也可使成分不
变仅使晶体结构改变（如块形相变）或使结构不变仅成分改变。
注意点：形核驱动力不同于相变总驱动力。 形核的驱动力和核心成分 驱动力
考察：成分为Xβ的少量物质
由α相移至β相的自由能变化
能量涨落
形成/阻力
墨是稳定相，但由于它形成十分缓慢，以
至我们常看到的是亚稳定的Fe3C相而不是
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石墨。
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形核理论
经典形核理论是由Volmer和Weber以及Becker和Doring对汽-液和汽-固相变提出 的，并且由Becker首先将其应用于固态相变。 固态相变形核时最重要的是应变能项。 形成一晶胚的自由能变化：
摩尔转变焓
若过冷度不大，
和
可近似看作常数。
这时：
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脱溶转变的驱动力
反应式： a a’+ β
相变时自 由能变化 按热力学关系式 有：
按定义
得到：
若a相是理想溶体， 活度和成分相等。
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(2)按相变方式分类
形核长大型：在很小范围(很小体积)中原子发生相当强烈重排的涨落；形 成新相核心，然后向周围长大。核心和母相间有界面存在，因而引入了不 连续区域，就这个意义看，相变是非均匀的、不连续的（也称为非均匀或 不连续相变）。 连续型： 大体积范围原子发生轻微重排的涨落。
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都不是各向同性的，析出的新相往往以
它引起最大应变的方向和母相低弹性模 量方向平行以使总的应变能最低。当析 出新相是圆片状时，在片面方向的错配 度较小，在垂直于片方向的错配比较大。