晶粒长大动力
晶粒长大
晶粒长大晶粒长大的驱动力是晶界能的下降,即长大前后的界面能差值。
一、晶粒的正常长大1.定义：指晶体中有许多晶粒获得长大条件，晶粒的长大是连续地，均匀地进行，晶粒长大过程中晶粒的尺寸是比较均匀的，晶粒平均尺寸的增大也是连续的。
2.晶粒长大的方式（1）弯曲的晶界总是趋向于平直化，即向曲率中心移动以减少界面积，同时，大角度晶界的迁移率总是大于小角度晶界的迁移率。
当晶界为三维空间的任意曲面时，作用在单位界面上的力P为：P：晶界迁移的驱动力：晶界单位面积的界面能R1、R2：曲面的两个主曲率半径如果空间曲面为球面时，R1=R2 ，即：晶界迁移的驱动力与其曲率半径R成反比，与界面能成正比。
（2）晶界总是向角度较锐的晶粒方向移动，力图使三个夹角都等于120度。
，当界面张力平衡时：因为大角度晶界TA=TB=TC，而A+B+C=360度∴A=B=C=120度在二维坐标中，晶界边数少于6的晶粒，其晶界向外凸出，必然逐渐缩小，甚至消失，而边数大于6的晶粒，晶界向内凹进，逐渐长大，当晶粒的边数为6时，处于稳定状态。
在三维坐标中，晶粒长大最后稳定的形状是正十四面体。
3．影响晶粒长大（即晶界迁移率）的因素（1）温度温度越高，晶粒长大速度越快，晶粒越粗大G：晶界迁移速度G0：常数QG：晶界迁移的激活能（2）第二相晶粒长大的极限半径K：常数r：第二相质点半径f：第二相的体积分数∴第二相质点的数量越多，颗粒越小，则阻碍晶粒长大的能力越强。
设第二相颗粒为球形，对晶界的阻力为F，与驱动力平衡（1）α角只取决于第二相颗粒与晶粒间的表面张力，可看作恒定值，现将（1）式对φ求极大值，令，可得：（2）假设在单位面积的晶界面上有NS个第二相颗粒，其半径都为r，则总阻力（3）设单位体积中有NV个质点，其体积分数为f（4）（5）取单位晶界面积两侧厚度皆为r的正方体，所有中心位于这个1×1×2r体积内半径为r的第二相颗粒，都将与这部分晶界交截，单位面积晶界将与1×1×2r×NV个晶粒交截。
影响晶粒正常长大的因素课件
材料组织设计的新思路和新方法的发展
材料组织设计新思路
研究晶粒长大现象，可以发现新的组织设计思路和方法，以获得更加优异的材 料性能。例如，通过控制晶粒形状、大小和分布，可以设计出具有更高强度和 韧性的合金材料。
新方法的发展
研究晶粒长大机制和规律，可以推动和发展新的材料制备方法和工艺技术，以 获得更加精细、高性能的材料组织结构。例如，通过采用先进的合金设计和制 备技术，可以制造出具有纳米级晶粒结构的合金材料。
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晶界能
晶界两侧的晶体结构不同，导致界面两侧的 原子间距不同，从而产生界面能。
曲率效应
曲率半径越小，界面能越高，晶粒长大越容 易。
晶体结构的变化
晶胞体积增大
随着晶粒长大，晶胞的体积逐渐增大，导致晶体内部原子间的距 离增加。
原子排列有序性增加
在晶粒长大过程中，原子逐渐按照一定的规律排列，形成更加有序 的晶体结构。
晶粒长大过程中的组织演变
晶粒定义
晶粒是指晶体材料内部结构单元 的集合，是晶体材料的基本结构
单元。
晶粒长大过程
在结晶过程中，晶核形成后，原 子逐渐向周围扩散，使晶核逐渐
长大，直到形成完整的晶体。
组织演变
随着晶粒的长大，材料内部的晶 界、相界等组织结构也在不断演 变，晶粒形状和分布也在发生变
化，进而影响材料的性能。
温度与压力的控制
总结词
温度和压力是晶粒长大过程的重要控制因素。
详细描述
温度和压力可以影响晶粒的形核和长大速率。 在高温和高压条件下，晶粒容易长大，而在 低温低压条件下，晶粒难以长大。因此，在 生产过程中，可以通过控制温度和压力来控
制晶粒的尺寸。
溶质浓度的控制
高纯无氧铜的晶界迁移行为及其晶粒长大机制
高纯无氧铜的晶界迁移行为及其晶粒长大机制高纯无氧铜的晶界迁移行为及其晶粒生长机制1. 引言高纯无氧铜是一种重要的工程材料，具有良好的导电性和热导性。
在制造电子设备、电力传输系统和化学工艺装备等领域具有广泛的应用。
高纯无氧铜的性能主要由其晶界迁移行为和晶粒生长机制决定。
本文旨在探讨高纯无氧铜的晶界迁移行为及其晶粒生长机制。
2. 高纯无氧铜的晶界迁移行为晶界迁移是指晶界位置在固态材料中发生改变的过程。
高纯无氧铜中，晶界迁移由两个主要因素驱动：体动力学效应和力学应力。
体动力学效应是指晶界迁移是由于原子在固态材料中的扩散运动，主要受温度和时间的影响。
力学应力是指晶界迁移是由于外部应力的作用，如热循环等。
晶界迁移过程中，晶界位置的变化使得晶粒的形状和尺寸发生改变。
3. 高纯无氧铜的晶粒生长机制晶粒生长是指晶体中的晶粒逐渐增长并形成较大晶粒的过程。
在高纯无氧铜中，晶粒生长的主要机制有两种：晶界扩散和气液固相变。
晶界扩散是指晶界附近的原子扩散，使得晶界迁移速率增加并促进晶粒生长。
气液固相变是指在高纯无氧铜中气体的溶解和析出，从而引发晶界迁移和晶粒生长。
4. 高纯无氧铜晶界迁移行为的研究方法为了研究高纯无氧铜的晶界迁移行为，研究者使用了多种实验方法和理论模型。
实验方法包括金相显微镜观察、原子力显微镜观察、电子背散射衍射等。
这些实验方法可以直接观察晶界的迁移过程和晶粒的生长过程。
理论模型主要是基于晶界迁移的动力学模型，如弥散选择模型和非饱和模型。
5. 高纯无氧铜晶粒生长机制的研究方法高纯无氧铜晶粒生长机制的研究主要使用了相场模型和分子动力学模拟。
相场模型是通过数学模拟晶粒长大的过程，可以研究晶粒的形状和尺寸变化。
分子动力学模拟是通过计算原子之间的相互作用力和位移，模拟晶粒生长的过程。
这些模拟方法可以预测晶粒长大的趋势和速率。
6. 结论通过对高纯无氧铜晶界迁移行为及其晶粒生长机制的研究，我们可以更好地理解并控制高纯无氧铜的性能。
2.4奥氏体晶粒长大
由于晶界向前移动，如 图中所示，晶界从原位 置位移到新位置，则造 成晶界的弯曲、变长， 增加了相界面面积为S， 晶界能发生变化，故界 面能升高为Sσ。 这是一个非自发过程， 所以，晶界受到了一定 的移动阻力，使移动趋 于困难。
晶界弯曲Байду номын сангаас几何证明如下：
在晶界与微粒的交点处，三个界面处于 平衡状态时，则有：
5.2化学成分的影响
钢中的碳含量增加时，碳原子在奥氏体中的扩 散速度及铁的自扩散速度均增加。故奥氏体晶 粒长大倾向变大。在不含有过剩碳化物的情况 下，奥氏体晶粒容易长大。 钢中含有特殊碳化物、氮化物形成元素时，如 Ti、V、Al、Nb等，形成熔点高、稳定性强、 不易聚集长大的碳化物、氮化物，颗粒细小， 弥散分布，阻碍晶粒长大。合金元素W、Mo、 Cr的碳化物较易溶解，但也有阻碍晶粒长大的 作用。Mn、P元素有增大奥氏体晶粒长大的作 用。
2.4奥氏体晶粒长大及控制
1、奥氏体晶粒长大现象
加热温度、时间对0.48%C,0.82%Mn钢奥氏体晶粒大小的影响
18Cr2Ni4WA钢的奥氏体晶粒的长大 (a)950℃，（b）1000℃，（c）1100℃，（d） 1200℃
图4-19奥氏体晶粒直径与加热温度的关系
1－不含铝的C-Mn钢 2－含Nb-N钢
2.奥氏体晶粒长大动力学
分为三个阶段： 加速长大期， 急剧长大期 减速期。
奥氏体晶粒长大动力学 曲线
3、奥氏体晶粒长大机理
已经证明：
奥氏体晶粒的正常长 大速度：
4、硬相微粒对奥氏体晶界的扎钉作用
用铝脱氧的钢及含有Nb、V、Ti等元素的钢， 钢中存在 AlN 、 NbC 、 VC 、 TiC 等微粒，这些 析出相硬度很高，难以变形，存在于晶界上时， 阻止奥氏体晶界移动，对晶界起了扎钉作用， 在一定温度范围内保持奥氏体晶粒细小。 如果在奥氏体晶界上有一个硬相微粒，设为 球形，半径为r，如图4－19所示。
晶体生长原理
晶体生长原理晶体生长是指晶体在适当条件下从溶液或气相中吸收物质并逐渐增大的过程。
晶体生长是固体物理学和化学中的一个重要研究领域，对于材料科学、地质学、生物学等领域都具有重要意义。
晶体生长的原理涉及到热力学、动力学、表面化学等多个方面的知识，在实际应用中也有着广泛的应用价值。
晶体生长的原理可以归纳为以下几个方面：1. 原子或分子的扩散。
晶体生长的第一步是溶液或气相中的原子或分子通过扩散运动到达晶体表面。
这一过程受到温度、浓度梯度、表面形貌等多种因素的影响。
原子或分子在溶液或气相中的扩散速率决定了晶体生长的速度和形貌。
2. 晶体表面的吸附和解吸。
当原子或分子到达晶体表面时，它们会发生吸附和解吸的过程。
吸附是指原子或分子附着在晶体表面，解吸则是指原子或分子从晶体表面脱离。
吸附和解吸的平衡状态决定了晶体表面的活性，进而影响晶体生长的速率和形貌。
3. 晶体生长的动力学过程。
晶体生长的动力学过程包括原子或分子在晶体表面的扩散、吸附、解吸等过程，以及晶体内部的结构调整和排列。
这一过程受到温度、浓度、界面能等因素的影响，对晶体生长的速率和形貌起着决定性作用。
4. 晶体生长的形貌控制。
晶体生长的形貌受到晶体生长条件和晶体本身特性的影响。
在实际应用中，通过调控溶液或气相中的成分、温度、pH值等条件，可以实现对晶体生长形貌的控制，获得特定形状和尺寸的晶体。
总的来说，晶体生长是一个复杂的过程，受到多种因素的影响。
在实际应用中，通过深入研究晶体生长的原理，可以实现对晶体生长过程的控制，获得具有特定形貌和性能的晶体材料，为材料科学和其他领域的发展提供重要支持。
同时，对晶体生长原理的深入理解也有助于揭示自然界中晶体的形成和演化规律，对地质学、生物学等领域的研究具有重要意义。
说明液固转变、回复、再结晶、晶粒长大、扩散的驱动力和可能需要的工艺条件。
说明液固转变、回复、再结晶、晶粒长大、扩散的驱动力和可能
需要的工艺条件。
液固转变的驱动力是过冷度，即实际结晶温度与理论结晶温度之差。
需要的工艺条件包括控制冷却速率和温度。
回复的驱动力是变形储存能，即在变形过程中存储在材料内部的能量。
需要的工艺条件包括加热到一定温度并保持一定时间。
再结晶的驱动力也是变形储存能。
需要的工艺条件包括加热到一定温度以上，使晶粒重新形成并长大。
晶粒长大的驱动力是界面能，即晶粒边界处的能量。
需要的工艺条件包括在一定温度下保温，使晶粒逐渐长大。
扩散的驱动力是化学势梯度，即物质在不同区域的浓度差异。
需要的工艺条件包括提供足够的能量使原子或分子能够克服扩散激活能并在材料中移动。
这些过程的具体工艺条件会根据材料的类型、变形程度、温度和时间等因素而有所不同。
4-晶粒长大
§ 4晶粒长大晶粒长大的驱动力是晶界能的下降，即长大前后的界面能差值。
一、晶粒的正常长大1.定义：指晶体中有许多晶粒获得长大条件，晶粒的长大是连续地，均匀地进行，晶粒长大过程中晶粒的尺寸是比较均匀的，晶粒平均尺寸的增大也是连续的。
2.晶粒长大的方式(1)弯曲的晶界总是趋向于平直化，即向曲率中心移动以减少界面积，同时，大角度晶界的迁移率总是大于小角度晶界的迁移率。
当晶界为三维空间的任意曲面时，作用在单位界面上的力P:晶界迁移的驱动力疗：晶界单位面积的界面能R1、R2:曲面的两个主曲率半径如果空间曲面为球面时，R1=R2，即:晶界迁移的驱动力与其曲率半径P为:R成反比，与界面能成正比。
(2)晶界总是向角度较锐的晶粒方向移动, 力图使三个夹角都等于120度。
® A闘爲鼻商世率中心若向于平J化在三维坐标中，晶粒长大最后稳定的形状是正十四面体。
3 .影响晶粒长大(即晶界迁移率)的因素(1)温度 温度越高，晶粒长大速度越快，晶粒越粗大RT}G:晶界迁移速度G0:常数QG 晶界迁移的激活能(2) 第二相晶粒长大的极限半径K :常数 r :第二相质点半径 f ：第二相的体积分数当界面张力平衡时: 因为大角度晶界 在二维坐标中，晶界边数少于数大于6的晶粒，晶界 向内凹进，逐渐长大，当晶粒的边数为TA=TB=TC 而 A+B+C=360度 /• A=B=C=120度6的晶粒，其晶界向外凸出，必然逐渐缩小，甚至消失，而边6时，处于稳定状态。
1■兀■兀Sin B sm C7，• •第二相质点的数量越多，颗粒越小，则阻碍晶粒长大的能力越强。
设第二相颗粒为球形，对晶界的阻力为 F ,与驱动力平衡F = Z TT cos(^-<7-cospO°-/J)6C0妙—妙 (1) a 角只取决于第二相颗粒与晶粒间的表面张力，可看作恒定值，现将（ 竺0令却 ，可得： 盂+ （2）F 住=叫TP （1 + COE 氐） （3） 设单位体积中有NV 个质点，其体积分数为f4=一曲3 (5)的正方体，所有中心位于这个 1 X 1 X 2r 体积内半径为r 的第二相颗分晶界交截，单位面积晶界将与1 X 1X 2r X NV 个晶粒交截。
第四节再结晶后的晶粒长大
4r
3
随φ增大、r减小，Dmin减小。
Fe-3%Si合金中的MnS 粒子限制了晶粒长大
Fe-3%Si合金在800 ℃时的晶粒长大
利用分散相粒子阻碍高温下晶粒长大的实例
钢中加入少量的Al、Ti、V、Nb等元素，可形 成适当体积分数（数量）和尺寸的AlN、TiN、 VC、NbC等分散相微粒，能有效阻碍高温下钢 的晶粒长大，使钢在焊接或热处理后仍具有较 细小的晶粒，保证良好的力学性能。
纯金属及单相合金中， 大角度晶界的晶界能为常数， 即：
T1=T2=T3，则θ1=θ2=θ3 =120 °
二维晶粒为六边 形，晶界角均为 120°时，晶界为直 线，处于稳定形状。 在继续加热时，每个 晶粒都不易长大或缩 小。
在平衡条件(退 火状态)下，单相合金 金相试样中观察到三 叉晶界，确实接近 120°角。
三个(或三个以上)晶界交会处的界面角的变 化是：趋向于使作用在各晶界的表面张力在交 会点达到互相平衡的状态。
3、晶粒的稳定形状：
二维晶粒的稳定形状：
三晶界交会处各晶界角均等于120°，晶界为直线状。 三个晶粒1、2、3共同相遇于一点，达到平衡状态时， 其界面张力(晶界能) T1、T2、T3与界面角θ1、θ2、θ3 之间 应满足：
分散相粒子对晶界移动的约束力与晶界能所 提供驱动力相等时，正常晶粒长大停止。
此时的晶粒平均直径 为极限平均晶粒直径。
若分散相粒子为球状，半径为r，体积分数
为φ，比晶界能为γb，则晶界与粒子交截时，单 位面积晶界上各粒子对晶界移动所施加的总约束
力为：
F mix
3 2
b
r
极限平均晶粒尺寸：
Dm i n
二维晶粒的稳定形状
如果二维晶粒不是六 边形，为了使晶粒各顶 角形成120°的夹角：
奥氏体晶粒长大
晶界弯曲的几何证明如下：
在晶界与微粒的交点处，三个界面处于 平衡状态时，则有：
相 ＝ 相
sin 1 sin 2
因此， 1½£ 2
即晶界与微粒相界面应当垂直，那么离 开微粒的晶界必然弯曲。这使得奥氏体 交界面面积增加，使能量升高，等于阻 止晶界右移，相当于有一个阻力G作用于 奥氏体晶界。
图4-19奥氏体晶粒直径与加热温度的关系
1－不含铝的C-Mn钢 2－含Nb-N钢
2.奥氏体晶粒长大动力学
分为三个阶段： 加速长大期， 急剧长大期 减速期。
奥氏体晶粒长大动力学 曲线
3、奥氏体晶粒长大机理
已经证明：
奥氏体晶粒的正常长 大速度：
4、硬相微粒对奥氏体晶界的扎钉作用
用铝脱氧的钢及含有Nb、V、Ti等元素的钢， 钢中存在AlN、NbC、VC、TiC等微粒，这些 析出相硬度很高，难以变形，存在于晶界上时， 阻止奥氏体晶界移动，对晶界起了扎钉作用， 在一定温度范围内保持奥氏体晶粒细小。
在钢中往往存在较多的弥散的硬相微粒，当其体积 分数ƒ一定时，微粒越细，半径r越小，晶界移动的 阻力越大。微粒所占的体积分数ƒ越大，对晶界移 动的阻力也越大。如钢中的VC，NbC，TiC等可以 细化晶粒。
5.影响奥氏体晶粒长大的因素
5.1 加热温度和保温时间的影响 上已叙及，加热温度愈高，保温时间愈长，奥
2.4奥氏体晶粒长大及控制
1、奥氏体晶粒长大现象
加热温度、时间对0.48%C,0.82%Mn钢奥氏体晶粒大小的影响
图4－18 加热温度、时间对0.48%C,0.82%Mn钢奥 氏体晶粒大小的影响
18Cr2Ni4WA钢的奥氏体晶粒的长大 (a)950℃，（b）1000℃，（c）1100℃，（d） 1200℃
晶粒长大晶粒长大
3．晶粒的稳定形状
驱动力作用
即
总界面能下降
通过
晶界变直
二维： 三角晶界120°
三维： 趋向十四面体
4．影响晶粒长大的因素
1）温度 （同再结晶因素） 热激活过程——温度↑——长大速度↑
2）分散相颗粒 （异于再结晶——无二重性） 分散相颗粒——阻碍晶界迁移——长大速度↓
第四节 再结晶后的晶粒长大
长大类型： 连续、均匀长大 —— 正常长大 少数晶粒突发、非均匀长大 —— 异常长大
一、正常长大
1．长大方式
大角晶界的迁移——大晶粒吞并小晶粒——晶粒长大
2．晶粒长大的热力学与动力学
1）热力学 驱动力： 体系自由能下降 —— 总界面能下降 冷变形度不再有影响 因为再结晶后已完全消除了晶格畸变
称为
再结晶织构
进一步
二次再结晶织构
表现出
各向异性
机理：
定向（择优）形核理论
定向（择优）成长理论
凸出晶核、亚晶均 保持原织构取向
有利位向晶粒长大速度快 其它位向晶粒长大受抑制
与原形变织构相同的 再结晶织构
特殊位向织构 （可能与原形变织构相同或不同）
择优形核、择优成长理论
少数再结晶后较大的晶粒
晶界迁移能力↑ ↑
少数晶粒快速长大
异常粗大的晶粒组织 性能恶化
2．异常长大热力学及动力学
1）热力学 驱动力 —— 体系自由能下降 —— 总晶界能下降 + 总表面能下降
2）动力学 纯长大过程——先快后慢
三、再结晶退火及组织控制
1．再结晶退火
工艺： 加热至T再以上保温 —— 再结晶 目的：1）软化冷变形后金属——方便后续加工
金属材料晶粒长大机理的研究
金属材料晶粒长大机理的研究引言:金属材料在制备和加工过程中，其晶粒的大小和形态对其物理和力学性能起着至关重要的作用。
因此，研究金属晶粒的长大机理具有重要的意义。
本文将探讨金属材料晶粒长大的机理，包括动力学和热力学等因素。
一、动力学因素金属晶粒长大的动力学因素主要有两个方面：晶体的表面扩散和晶体的体内扩散。
1.表面扩散表面扩散是指在金属晶粒表面的原子不断地从一个晶格位置扩散到另一个晶格位置的过程。
表面扩散能够导致晶粒的边界移动，并最终导致晶粒长大。
表面扩散的速率受多种因素的影响，例如晶体表面的能量和表面缺陷。
晶体表面的能量越高，表面扩散的速率就越快。
此外，表面缺陷，如空洞和位错，也能够加速晶粒的表面扩散速率。
2.体内扩散体内扩散是指在晶格内部的原子由一个晶格位置移动到另一个晶格位置的过程。
体内扩散是晶粒长大的主要机制之一体内扩散速率取决于晶粒的体积和温度。
晶体的体积越大，体内扩散的速率就越快。
此外，温度升高也会导致晶体内部扩散的速度加快。
二、热力学因素晶粒长大的热力学因素主要包括晶格能量和化学势。
1.晶格能量晶格能量是指金属晶粒内的原子之间的相互作用能量。
当晶粒的尺寸增大时，晶格能量会减小，从而驱使晶粒长大。
2.化学势化学势也是晶粒长大的重要因素之一、化学势差是指不同晶粒之间的化学势差异，它会导致原子从高化学势处移动到低化学势处，从而促进晶粒长大。
结论:金属材料晶粒的长大是一个复杂的过程，受到动力学和热力学因素的共同作用。
动力学因素包括表面扩散和体内扩散，而热力学因素包括晶格能量和化学势。
研究金属材料晶粒长大的机理，对于提高金属材料的性能和制备工艺具有重要的意义。
2. Cahn, R. W. (2024). The role of thermodynamics in microstructure evolution. Acta materialia, 54(5), 1061-1070.。
晶粒长大动力
A刚形成时均很细小，且不均匀， 界面能越高，界面越不稳定，在一 定条件下，必然自发地向减小晶界 面积、降低界面能的方向发展。所 以小晶粒合并成大晶粒，弯曲晶界 变成平直晶界是一种自发过程。 长大方式：互相吞并、晶界推的驱动力
奥氏体晶粒的驱动力F与晶粒大小和界面能大小有关，可以用下式表示
可看出，在800摄氏度到 1050摄氏度保温60min后 油淬得到的晶粒较细（用 G表示晶粒度），都在 G=5级以上，基本满足超 高强度钢的 强韧化性晶 粒尺寸的要求。当温度上 升到1100摄氏度时晶粒度 级别就达不到要求了。
上表：DT钢在不同温度保温60min后奥氏体晶粒尺寸和晶粒度
上表：DT300钢在不同温度保温60min后奥氏体晶粒尺寸和晶粒度
晶粒长大动力
1、晶粒长大的原因 2、晶粒长大的驱动力 3、影响晶粒长大的其他因素 4、晶粒长大的一些视频
1、晶粒长大的原因
奥氏体晶粒大小是不均匀的。 在理想状态的晶界应当是如左 图所示：晶粒呈六边形，晶界 成直线，三条晶界相交于一点 并且互成120度角，在二维平 面上每一个晶粒均有六个相邻 的晶粒。但是在实际上，由于 奥氏体晶粒大小不均匀就造成 了，某些直径小于平均直径的 晶粒周围的晶粒数可能小于六， 相反直径大于平均直径的晶粒 周围的晶粒数可能大于六。
F 2
R
式中， 为单位面积晶界界面能（比界面能）；R为晶界曲率半径。由
上式可知，若比界面能愈大，晶粒尺度愈小，则奥氏体晶粒长大的驱动 力F就愈大，即晶粒长大的倾向性就愈大，晶界愈容易迁移
3、影响晶粒长大的其他因素----参杂
DT试验钢在不同温度下保温相同时间（60min）后油淬其晶粒金相 组织如下图所示
晶粒长大的原因
晶粒长大的原因晶粒的长大是指晶体中晶粒的尺寸逐渐增大的过程。
晶粒长大是晶体在固态下的一个重要现象，它影响着晶体的物理性质和力学性能。
晶粒长大的原因有很多，下面将从结构能量、热力学平衡和晶体生长机制三个方面来进行阐述。
晶粒长大与晶体的结构能量有关。
在晶体中，晶粒的长大是通过晶界的迁移和晶粒内部的再结晶来实现的。
晶界迁移是指晶粒边界的移动，而晶粒内部的再结晶则是指晶体内部原子重新排列形成新的晶粒。
晶界迁移和晶粒内部的再结晶都需要克服晶界的能量，即晶界能。
晶界能越小，晶粒长大的能力就越强。
因此，晶粒长大的原因之一是晶界能的变化。
晶粒长大还与热力学平衡有关。
晶体的长大是一个热力学过程，它遵循热力学平衡原理。
根据热力学平衡原理，一个体系在达到平衡态时，各个组分之间的化学势相等。
晶体中晶粒长大是由于晶界的迁移和晶粒内部的再结晶，这两个过程都需要消耗能量。
当晶界的能量消耗完成，晶界迁移停止，晶粒长大趋于平衡。
同样地，当晶粒内部的能量消耗完成，晶粒内部的再结晶停止，晶粒长大趋于平衡。
因此，晶粒长大的原因之二是热力学平衡的要求。
晶粒长大与晶体的生长机制有关。
晶体的生长是指晶体的原子或分子逐渐聚集形成新的晶粒的过程。
晶体的生长过程是一个动力学过程，它受到很多因素的影响，如温度、压力、溶液浓度等。
晶体生长的机制有很多，如溶液生长、气相生长和固相生长等。
不同的生长机制会导致晶体的不同形态和晶粒的不同尺寸。
晶粒长大的原因之三是晶体生长机制的调控。
晶粒长大的原因主要包括晶界能的变化、热力学平衡的要求和晶体生长机制的调控。
这些原因相互作用，影响着晶体的晶粒长大过程。
了解晶粒长大的原因对于控制晶体的物理性质和力学性能具有重要意义。
因此，研究晶粒长大的原因是材料科学和固态物理学领域的重要课题之一。
希望通过进一步的研究，能够揭示晶粒长大的机制，为材料工程和材料设计提供理论指导和技术支持。
晶体的生长机理及生长速度
net Ls sL Ls [1 exp( Gm KT )]
由于
Gm
H m TK Tm
式中ΔTK为动力学过冷度。当KT值很大，而ΔGm很小时，净频率表达式
net Ls sL Ls [1 exp( Gm KT )]
生长速率R与动力学过冷度的关系：
R
e b TK
2
其中 μ2，b — 为动力学常数； ΔTK — 动力学过冷度。
当ΔTK低于某临界值时，R几乎为零； 一旦超过该值，R急剧地大。
此临界值约为1～2 K，比连续生长所需的过冷度约大两个数量级。
由于二维晶核各生长表面在长大过程中始终保持平整，最后形成的晶体是以许多 小平面为生长表面的多面体。 粗糙的外表面
的台阶。 这种台阶不限于一层原子，甚至存在于几个 原子层内。 沉积到界面上的原子受到前方和侧面固态原子 的作用，结合牢固且不易反弹或
脱落，如图。 晶体在生长过程中界面上的台阶始终存在（保持粗糙界面） 因此，液体中的原子可以在整个界面上连续沉积，促使界面便连续、均匀地垂直
生长。这种生长被称为连续生长、垂直生长或正常生长 。
因此在界面处始终存在着两种方向相反的原子迁移运动)：
固相原子迁移到液相中的熔化反应(m)； 液相原子迁移到固相中为凝固反应(F)。
m
液相
固相
F
图2-5 固—液界面处的原子迁移
单位面积界面处的反应速率为 ：
dN dt
F
NL
f
L
AF
L
exp(
Q k Ti
)
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Fe-Mo-Nb合金中溶质拖曳晶粒长大动力学的相场模拟
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第<@期 ! ! 程 ! 刚 等 %G"4W+4U# 合 金 中 溶 质 拖 曳 晶 粒 长 大 动 力 学 的 相 场 模 拟
摘要轻水堆事故容错燃料DAG包壳铁铬铝铁素体合金中添加微量 W+U#元素能起到固溶强化和析 出的作用其中析出的 R/7")相分布在晶界亚晶界被认为能固定晶界阻 碍 晶 粒 长 大发 挥 提 高 合 金 热 稳定性能的作用另一种观点认为R/7")相的钉扎 效 应 小 于 溶 质 拖 曳 效 应 B:H在 提 高 合 金 热 稳 定 性方面不占主导为研究B:H 对晶界迁移的影响本文使用相场方法定量模拟晶粒生长过程中 W+U# 溶质元素对晶界迁移的阻碍在已有相场模型基础上引入多晶相场模型和溶质拖曳附 加 项并 推 导 出 其 具体表达式用于建模模拟结果显示与 经 典 稳 态 假 设 B:H 模 型 相 比相 场 方 法 观 察 到 非 稳 态 的 溶 质 分离过程此外还获得溶质在不同迁移速率晶界处的分布以及对应速率的B:H 耗散能确定了 U#W+ 元素的 B:H 作用范围研究结果表明该模型适 用 于 模 拟 多 晶 生 长 过 程 中 的 B:H能 为 深 入 理 解 材 料 中 W+U#溶质拖曳过程以及材料设计和性能预测提供有价值的信息 关 键 词 晶 界 迁 移 溶 质 拖 曳 相 场 模 型 铁 基 合 金 模 拟 中图分类号ARNM!!! 文献标志码D!!!文章编号<@@@4TLN<?@?N<@4<LJ@4@L '%=<@9PQNJ2K;9?@??92+&5(/%9@PLM
金属材料的晶粒生长动力学及晶界调控
金属材料的晶粒生长动力学及晶界调控金属材料是当今工业领域中广泛应用的重要材料之一。
在金属材料的制备过程中，晶粒生长动力学和晶界调控是两个重要的方面。
本文将对这两个方面进行探讨，并探究其对金属材料性能的影响和潜在应用。
首先，我们来了解晶粒生长动力学。
晶粒是金属材料中最基本的组织单元，其形成和增长是由材料的原子或分子在固态条件下重新排列所引起的。
晶粒的大小和形状对材料的力学、热学和电学性能都有着重要影响。
晶粒生长动力学的研究就是揭示和控制晶粒在制备过程中的生长规律。
在固态条件下，晶粒的生长受到许多因素的影响，如温度、时间、物质传输速率等。
其中，温度是最主要的影响因素。
一般情况下，升高温度可以加快晶粒的生长速率，因为高温会使晶界处的能量降低。
晶界是相邻晶粒的交界面，是晶粒生长过程中的关键组成部分。
晶界的类型、结构和稳定性直接影响着材料的性能。
晶界的调控可以通过控制材料的制备条件和添加合适的合金元素来实现。
调控晶界的方法有很多，其中最常用的是通过合金元素的添加改变晶界的分布和化学成分。
例如，通过添加强化元素，如碳、氮、硼等，可以形成强化晶界，从而提高材料的强度和硬度。
另外，晶界工程是一项重要的调控晶界的技术。
晶界工程通过改变晶界的能量、结构和分布来调控材料的性能。
这种技术在金属材料的制备和性能调控中具有广泛的应用前景。
例如，通过控制固态相变和统一晶界能量，可以得到细小且均匀分布的晶界，从而提高材料的韧性和抗拉强度。
此外，利用界面纳米结构调控晶界也是一种有效的方法。
界面纳米结构是指晶粒和晶粒之间形成的纳米级相，它们在材料性能改善中发挥重要作用。
通过控制晶界的分布和形态，可以形成界面纳米结构，从而有效提高材料的强度、硬度和耐腐蚀性能。
总之，金属材料的晶粒生长动力学和晶界调控对材料的性能和应用有着重要影响。
对晶粒的生长规律的深入理解和有效的晶界调控技术可以为金属材料的制备和改性提供理论基础和实践指导。
这对于提高金属材料的性能以及拓展其应用领域具有重要意义。
回复在结晶晶粒长大的过程和其特点
回复在结晶晶粒长大的过程和其特点
结晶晶粒的长大过程是指在固态材料中，原子或分子通过
重新排列和重新结合的方式，从小晶粒逐渐增长为大晶粒
的过程。
这个过程通常发生在高温下，例如在金属、陶瓷
和半导体材料中。
结晶晶粒长大的特点如下：
1. 晶粒长大是一个动力学过程：晶粒长大是由原子或分子
的扩散运动驱动的。
在高温下，原子或分子能够通过晶界
或体内空隙进行迁移和重新排列，从而使晶粒逐渐增大。
2. 晶粒长大是一个竞争过程：在晶粒长大过程中，不同晶
粒之间会相互竞争原子或分子，以获取更多的原子或分子
来增大自身。
这种竞争会导致一些晶粒增大，而其他晶粒
则停止生长或甚至退化。
3. 晶粒长大受到材料性质和处理条件的影响：晶粒长大的
速率和终止尺寸受到材料本身的性质（如晶界能和表面能）以及处理条件（如温度和时间）的影响。
不同材料和处理
条件下，晶粒长大的方式和速率可能会有所不同。
4. 晶粒长大会导致晶体结构的变化：随着晶粒的长大，晶
体结构可能会发生变化。
例如，在金属材料中，晶粒长大
可能会导致晶体的晶格方向和晶界排列发生改变，从而影
响材料的力学性能和电导率等。
总之，结晶晶粒长大是一个复杂的过程，受到多种因素的
影响。
了解晶粒长大的特点有助于我们理解材料的微观结构演变和性能变化，从而为材料的设计和应用提供指导。
金属热加工过程中晶粒长大机理的研究
金属热加工过程中晶粒长大机理的研究金属材料在热加工过程中会发生晶粒长大现象，即晶粒尺寸随着时间的推移而逐渐增大。
晶粒长大是材料力学性能的重要因素，因为晶粒尺寸对材料的延展性、耐磨性、塑性等性能有着重要的影响。
因此，研究晶粒长大机理是材料科学与工程领域的重要研究方向。
一. 晶粒长大的形成机理晶粒长大是由于原先的晶粒边界发生位向偏差和晶界扩散的结果形成的。
具体来说，当一个晶粒逐渐增大的时候，晶界处的位向偏差会变得越来越明显。
晶界处的位向偏差会导致晶界的能量增加，从而促进晶界处的原子或离子扩散。
当晶界处的扩散达到一定的程度，新晶界就会形成，从而将多个相邻的小晶粒合成一个更大的晶粒。
二. 影响晶粒长大的因素晶粒长大是受到多种因素的影响的，这些因素包括材料成分、加工条件、温度、应力等。
材料成分是影响晶粒长大的关键因素之一。
不同的材料成分会导致晶粒长大机制的差异。
例如，钢中的碳含量越高，晶粒长大就越快。
加工条件也会影响晶粒长大。
加工过程中形变的强度越大，晶粒长大越快。
温度也是影响晶粒长大的因素之一。
当温度升高时，原子或离子的扩散速率就会加快，从而促进晶粒长大。
应力也会影响晶粒长大。
当样品在加工过程中受到应力时，晶界处的应变就会增加，从而促进了晶界处的扩散速率。
三. 如何控制晶粒长大实际应用中，我们经常需要对晶粒长大进行控制，以达到不同的性能需求。
一种控制晶粒长大的方法是通过调整加工过程中的应变强度和温度来达到。
例如，在冷变形组织细化过程中，应变强度越大，晶粒就越细；温度越低，晶粒就越细。
另一种方法是在材料晶界处引入第二相颗粒。
这些颗粒会在晶界处形成位错堵塞，从而限制晶界处的原子或离子扩散，使晶粒长大受到抑制。
还有一种方法是通过添加稳定晶界的元素，例如铌、钛等。
这些元素可以沉淀在晶界处，从而提高晶界的能量，限制晶界处的原子或离子扩散，达到控制晶粒长大的目的。
总之，晶粒长大机理的研究是材料科学与工程领域的重要研究方向。
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1、晶粒长大的原因
2、晶粒长大的驱动力
3、影响晶粒长大的其他因素
4、晶粒长大的一些视频
1、晶粒长大的原因
奥氏体晶粒大小是不均匀的。 在理想状态的晶界应当是如左 图所示：晶粒呈六边形，晶界 成直线，三条晶界相交于一点 并且互成120度角，在二维平 面上每一个晶粒均有六个相邻 的晶粒。但是在实际上，由于 奥氏体晶粒大小不均匀就造成 了，某些直径小于平均直径的 晶粒周围的晶粒数可能小于六， 相反直径大于平均直径的晶粒 周围的晶粒数可能大于六。
2 F R
式中， 为单位面积晶界界面能（比界面能）；R为晶界曲率半径。由 上式可知，若比界面能愈大，晶粒尺度愈小，则奥氏体晶粒长大的驱动 力F就愈大，即晶粒长大的倾向性就愈大，晶界愈容易迁移
3、影响晶粒长大的其他因素----参杂
DT试验钢在不同温度下保温相同时间（60min）后油淬其晶粒金相 组织如下图所示 可看出，在800摄氏度到 1050摄氏度保温60min后 油淬得到的晶粒较细（用 G表示晶粒度），都在 G=5级以上，基本满足超 高强度钢的 强韧化性晶 粒尺寸的要求。当温度上 升到1100摄氏度时晶粒度 级别就达不到要求了。
A刚形成时均很细小，且不均匀， 界面能越高，界面越不稳定，在一 定条件下，必然自发地向减小晶界 面积、降低界面能的方向发展。所 以小晶粒合并成大晶粒，弯曲晶界 变成平直晶界是一种自发过程。
长大方式：互相吞并、晶界推移而 实现的。
A
2、晶粒长大的驱动力
奥氏体晶粒的驱动力F与晶粒大小和界面能在不同温度保温60min后奥氏体晶粒尺寸和晶粒度
上表：DT300钢在不同温度保温60min后奥氏体晶粒尺寸和晶粒度