界面的平衡结构

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材料制备技术 第四章 界面的平衡结构

材料制备技术 第四章 界面的平衡结构
对应的晶面称为奇异面。 是低指数面,表面能较低的晶面。
邻位面 与奇异面
邻位面:取向在奇异面附近的晶面,由一定组态的台阶 构成
非奇异面: 其他取向的晶面
二 生长界面结构的基本类型
从微观结构来看,一般需要考虑四种界面: (1) 完整光滑突变界面 (2) 非完整光滑突变界面 (3) 粗糙突变界面 (4) 扩散界面
立方晶体的表面能级图
表面能级图的用途
求晶体的平衡形状 Wulff定理的另一表述
在表面能级图上每一点作出 垂直于该点矢径的平面,这些 平面所包围的最小体积就是相 似于晶体的平衡形状
晶体的平衡形状相似于表面能 级图中体积最小的内接多面体
平面晶体: 内接八面体 立方晶体: 内接十四面体
根据表面能级图求晶体 的平衡形状
扭折的形成能:Φ1
由统计物理可以得出 设台阶上有N1个原子座位,a为原子间距,则台阶长度为N1a, 而台阶上的扭折数目为N1 (n++n-)
扭折源:借助热涨落可以产生,用之不竭。
台阶取向对台阶上扭折密度的贡献
台阶能量与线张力 台阶能量:邻位面与相邻的奇异面表面能的差值
台阶取向对扭折密度的贡献
在表面能级图中:
凹入点: 能量较低的面,低指数面 如图中B1、B2点
一般来说,0k时,晶体的 所有方向都是凹入点,但当 温度较高时,由于热涨落, 许多凹入点消失,只有少数 存在
根据表面能级图求晶体 的平衡形状
奇异面、非奇异面和邻位面
Singular interface, nonsingular interface and Vicinal interface 奇异面: 表面能级图中能量曲面上出现极小值的点,所
邻位面台阶化的论证
台阶的平衡结构

2 CrystalGrowth-界面微观结构-2 修改后

2 CrystalGrowth-界面微观结构-2 修改后

c 过程:自台阶上的扭折位置将原子移到另一台阶的扭折 位置,破坏的键数为零(不需能量),无扭折产生.
一个扭折的形成能为 1。
在台阶上任一位置形成正、负扭折的相对几率为
+ - = 0 =exp(1 / kT ) 0
台阶上任一位置形成扭 折的总几率为
= ++ -=2 0 exp(1 / kT )
具有立方对 称性的界面 能极图
i:界面能
晶体的平衡形状 在界面能极图的能量曲面 上每一点作出垂直于该点 矢径的平面,这些平面所 包围的最小体积相似于晶 体的平衡形状。 • 晶体的平衡形状在几何 上相似于界面能极图中体 积为最小的内接多面体。
具有立方对称性 的界面能极图
• 多面体关于平衡形状的任何偏离,都会引起系统吉布斯自由 能的增加,因此存在使晶体恢复到平衡形状的相变驱动力
例:液体
γ(n) = γ = const
∵ 球体:A/V=min ∴液体的平衡形状是球体。
(2) 表面能极图 ——反应表面能与晶面取向关系的图 形 作法: 从原点O作出所有可能存在的· · · · · =n1 : n2 : n3 · · · · · · ·
2.2 晶体的平衡形状
一、表面能极图与晶体平衡形状的描述
1.表面能 晶体表面的离子,由于电价不饱和而具有较多的能 量——表面能。
另一角度:造成单位面积所损耗的功。
比表面能: 晶体表面单位面积的表面能。 •单位:N/m;J/m2 •表面能大小和多种因素有关:晶 体与环境相得性质、结构、成分、 温度、结晶学取向等。
图3.1.2 根据表面能极图求晶体的平衡形状
由界面能极图可以将界面分为:
奇异面:界面能极图中能量曲面上出现最小值的点 (尖点)。该点所对应的晶面称为奇异面。 奇异面是低指数面,也是密积面。 邻位面:奇异面邻近的晶面

界面的平衡结构

界面的平衡结构

PART 01
界面设计基本原则与平衡 结构概述
界面设计重要性
01
02
03
提升用户体验
优秀的界面设计可以使用 户更轻松、愉快地使用产 品或服务,从而提高用户 满意度和忠诚度。
强化品牌形象
通过独特的界面设计,可 以展示品牌或产品的独特 性和价值,从而增强品牌 认知度和形象。
提高操作效率
合理的界面布局和设计可 以使用户更快速地找到所 需信息或功能,提高操作 效率。
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目 录
• 界面设计基本原则与平衡结构概述 • 界面元素布局与平衡实现 • 色彩搭配在界面平衡中应用 • 字体排版对界面平衡影响及优化措施 • 图片、图标和视频在界面平衡中运用策略 • 响应式设计与自适应屏幕实现界面平衡 • 总结:构建良好界面平衡结构,提升用户体验
对比原则
通过大小、颜色、形状等方面 的对比,突出重要元素,引导 用户关注。
重复原则
保持设计风格的一致性,重复 使用相同的元素和格式,增强
用户的熟悉感和认同感。
实现视觉平衡方法
对称平衡
通过左右或上下对称的布局方式,实现视觉上的平衡感。 这种方法常用于正式、严谨的界面设计。
色彩平衡
合理运用色彩搭配,通过色彩的冷暖、明暗、饱和度等属 性实现视觉平衡。同时要注意保持色彩的协调性和统一性 。
使用图片特效
运用阴影、模糊、滤镜等特效,增强 图片的视觉冲击力,提升用户体验。

接触问题界面平衡原理

接触问题界面平衡原理

接触问题界面平衡原理引言在工程和科学领域中,界面平衡原理是一项非常重要的概念。

在各种接触问题中,了解并应用界面平衡原理可以帮助我们解决许多实际问题。

本文将介绍接触问题中的界面平衡原理,包括其定义、原理和应用。

什么是接触问题在物理学和材料科学中,接触问题是指当两种或多种物质接触时产生的各种现象和作用。

接触问题广泛应用于各个领域,如机械工程、材料科学、地质学等。

在接触问题中,界面平衡原理是一项基础原理,用来描述接触界面上的力学、热学和电学平衡。

界面平衡原理的定义界面平衡原理是指在接触问题中,各组分之间的力学、热学和电学平衡必须满足一定的条件。

这些条件包括表面力学平衡、界面热平衡和界面电平衡。

只有当这些平衡条件得到满足时,接触界面上的各种现象和作用才能得到准确描述和解决。

界面平衡原理的力学平衡在接触问题中,表面力学平衡是界面平衡原理的重要组成部分。

它描述了接触界面上的力学均衡条件。

表面力学平衡要求在接触界面上的各个点上,作用力和反作用力必须相等,且作用力的合力为零。

这种平衡条件可以用来解决接触问题中的摩擦力、接触应力和力的传递等问题。

界面平衡原理的热平衡界面平衡原理中的另一个重要方面是界面热平衡。

界面热平衡要求在接触界面上的热流必须满足一定的平衡条件。

这些条件包括热传导的连续性和界面上的热辐射平衡。

通过应用界面热平衡原理,我们可以解决接触问题中的温度分布、热传导和热辐射等问题。

界面平衡原理的电平衡除了力学平衡和热平衡,界面平衡原理还包括电平衡。

在接触问题中,电平衡描述了界面上的电荷分布和电场分布的平衡条件。

通过应用界面电平衡原理,我们可以解决接触问题中的电荷传输、电场分布和电介质极化等问题。

应用举例界面平衡原理在许多实际问题中都有着广泛的应用。

下面我将给出一些常见的应用举例:1.接触界面的摩擦力计算在机械工程中,我们经常需要计算接触界面上的摩擦力。

通过应用界面力学平衡原理,我们可以计算出摩擦力与接触面积、材料性质和接触压力之间的关系。

材料科学基础-第六章 金属材料的结构特征

材料科学基础-第六章  金属材料的结构特征
形核功因子[exp( G *
kT
)] Q )]
式中K---比例常数 G*---形核功 Q-----原子越过液固界面的扩散激活能 K---波尔兹曼常数 T---热力学温度。
原子扩散的概率因子[exp( 因此形核率为 N K exp( G *
kT
)
kT
exp(
Q
kT
6.1
纯金属的凝固及结晶
由上式可知,要使Gv<0,必须使T>0,即T<Tm, 故T称 为过冷度。晶体凝固的热力学条件表明,实际凝固温度 应低于熔点,即需要有过冷度。
6.1
纯金属的凝固及结晶
6.1.1 晶体凝固的热力学条件
纯金属晶体的凝固是通过形核和长大两个过程进行的,成核 分成均匀成核和非均匀成核。
均匀形核:新相晶核是在母相中均匀生成的,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。 非均匀(异质)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。
6.1
纯金属的凝固及结晶
6.1.1 晶体凝固的热力学条件 (一)均匀成核 1. 晶体形成时的能量变化和临界晶核 假定晶胚为球形,半径为r,当过冷液中出现一个晶胚时, 总的自由能变化G应为:
4 3 G r Gv 4r 2 3
式中,为比表面能,可用表面张力表示。
6.1
纯金属的凝固及结晶
其中NT是晶体在界面上可排列原子位置的数量 Tm是晶体的熔点 k是玻尔茨曼常数
6.1
纯金属的凝固及结晶
6.1.2 晶体长大 (一)液-固界面的构造
液-固界面的Jackson模型 ΔSm为熔化熵, ξ=η/ν,η为界面原子平均配位数 ν为晶体配位数, 所以ξ<1

晶体生长第六章 界面的微观结构

晶体生长第六章 界面的微观结构

第六章 界面的微观结构§1. 晶体的平衡形状1. 界面能极图与晶体的平衡形状γ(n)—界面能γ(n)dA=最小液体 γ(n)= γ=常数——球形晶体 ——界面能最低的晶面所包围(低指数面)§2. 邻位面与台阶的平衡结构1. 奇异面(低指数面、原子密排面、界面能最低的面)邻位面非奇异面界 面 能 极 图2. 邻位面台阶化邻位面→台阶(总界面能最低)§2. 台阶热力学性质1. 台阶——奇异面的一条连续曲线,线之间则有一个原子的高度差。

台阶是起止于晶体边缘或形成闭合曲线,不会终止在晶面内。

hk yZ tg -=∂∂=θ2. 台阶棱边能:单位长度台阶具有的自由能(产生单位长度台阶所作之功)台阶有线张力(棱边能大小),使台阶缩短。

3. 台阶棱边能的各项异性——台阶扭折化h tg k /θ=4. 台阶的平衡结构台阶上的扭折取决于台阶取向,当θ=0(台阶和密排方向一致),k →0,这只在0k 时成立。

热涨落可在台阶上产生扭折。

扭折有正负号。

扭折产生与台阶吸附空位或原子有关。

α+=α- α++α-+α0=1α+:产生正扭折机率台 阶 的 扭 折 化α-:产生负扭折机率α0:不产生扭折的机率细微平衡原理(The principle of detailed balancing )求扭折形成能 a: 2Φ1 2扭折b: 4Φ1 4扭折 一个扭折形成能为Φ1 c: 0 0 )/exp(//100kT Φ-==∴-+αααα台阶任意位置产生扭折的总机率(正和负)为: )/exp(210kT Φ-=+=-+αααα台阶有n 原子,a 为原子间距,台阶长na,台阶上的扭折数为:n (α++α-)扭折平均距离: +-+-+=+=+=ααααα2)(0a a n na X由于α++α-+α0=α0+2α+=1 即: )(1αααα+=++ }2){exp(210+Φ=∴kT a X X 0>>a , )exp(210kT a X Φ≈∴T →0k 时,X 0→∞ 扭折密度为零在有限温度下,台阶上总是存在扭折的(θ=0) 600K X0≈4~5a§3. 界面相变熵和界面的平衡结构1.光滑界面与粗糙界面晶体原子→振动平均频率固定熔体原子→振动平均频率是变化的X=N A/N N A晶体原子1-X 熔体X≈50% 1-X≈50% 粗糙界面X≈0% 或 1-X≈100% 光滑界面考察界面自由能的表达式,求出自由能最低时的X。

界面性质和结构

界面性质和结构
r1 r2
s ( p' ( 1 1 ), T ) l ( p',T ,C')
r1 r2
溶液中溶质的化学势为
l ( p',T ,C') g l ( p',T ) RT ln C' l ( p,T ,C) g l ( p,T ) RT ln C
l ( p',T ,C') l ( p,T ,C) [gl ( p',T ) gl ( p,T )] RT ln C'
界面曲率对平衡参量的影响
物理解释?
离子晶体、原子晶体:静电库仑力,结合能大、熔点高 分子晶体:Van der Waals力,结合能小,熔点低
晶体生长和熔化:界面的移动 处于球形表面的结构单元与近邻结构单元间的结合键数 比处于平面表面的结构单元的少,因而其结合能比处于 平面表面的结构单元的小 易于熔化、升华、溶解 熔点降低、饱和气压大、饱和浓度大。
r1 r2
由于晶体是纯溶质构成的, 下式仍成立
s ( p' ( 1 1 ),T )
r1 r2
s ( p,T )+[ p' p ( 1 1 )]vs
r1 r2
两式相减得
相界为平面的系统 s ( p,T ) l ( p,T ,C)
相界为曲面的系统
ps p' ( 1 1 )
具有表面的系统的自由能
在可逆定温、定容过程中,外界对系统作的功等于自 由能的增量。现在考虑一个体积为V,表面积为A的液 滴,如果在定温、定容条件下,表面积改变为dA,外 界对系统作的功为dA,则有 dF= dA 其中仅为温度的函数,故在定温条件下它是常数, 积分上式得 F= A+Fo(T, V)=F表+ Fo(T, V) 表面张力是单位表面面积所具有的自由能。

第四章界面的平衡结构

第四章界面的平衡结构

应用表面能级图来论证邻位 面必然要台阶化;
论证思路:
OA:代表法线为OA的邻位 面的比表面能;
OA台阶化后的三个奇异面为
OB1`OB2`OB3, 相交于C点, 总能量γ;若:γ<OA,则: 会自发台阶化
图3.3.3
邻位面台阶化的论证
设:邻:OA, n, AO
台阶化后:OB1
OB2 OB3 γ1 γ2 A1 A2
台阶化后: ∵ E’> E , ∴台阶面还可以自发台阶化!
3.4 界面相变熵与界面的平衡结构
已解决:扭折源
柯塞尔模型
未解决:平衡态下,界面上会不会借助于热涨落产生台阶的 问题—台阶源。
一、双层界面模型(K. A. Jackson’s model)
粗糙突变界面模型
1. 环境相与界面生长单元的确定 2. 界面光滑与粗糙的定义及相关影响因素
晶体与环境的性质、结构、成分、温度、结晶取向。
2. 表面能极图与Wullf定理
(1)Wullf定理 在恒温恒压下,一定体积的晶体,与溶液或熔体 处于平衡态时,它所具有的形态(平衡形态)应 使其总的表面能最小:

例如:液体
∵ 球体: A/V=min ∴ 液体的平衡状态是球体。 (2)表面能极图
→反映表面能与晶体取 向关系的图像画法:从原点O 作出所有可能存在的晶面法线, 让其长度:
G=u + PV – TS
ΔG=-Δu – PΔV + TΔS
(2)
负号表示减少
(1)求Δu:(内能的改变)
设:一个,流→晶(内部),内能降低L0,而L0=ZΦ ∴ Φ=L0/Z → 一个原子形成一个键的键合能
NA, 流→晶:
u = u1 + u0

材料科学名词解释

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。

第6章材料的凝固b

第6章材料的凝固b

液相完全不混合 液相部分混合
液相完全混合
3. 固相无扩散,成分不均匀,液相有限扩散,有弱对 流(即液相部分混合)(非正常凝固)
固相无扩散,液相部分混合时溶质分布示意图
Ke-Ln( Rδ )关系曲线 Dl
三种情况下不平衡凝固的有效扩散系数
有效分配系数Ke值不同时的溶质分布示意图 a) ke=1; b) Ke=ko; c) Ko < Ke < 1
③ 非平衡凝固的结束温度总是低于平衡凝固的结束温度。
二、溶质再分配
合金材料凝固时,要发生溶质的重新分布,重新分布的程度可用平衡分配系 数K0表示。
(一)溶质分配系数:
定义:恒温T*下固相合金成分浓 度C∗S 与液相合金成分浓度C∗L 达到平衡时的比值: 假设液相线及固相线为直线,则
K0 的物理意义:对于K0<1, K0 越小,固相线、液相线张开程度越大,固相成分开始结 晶时与终了结晶时差别越大,最终凝固组织的成分偏析越严重。因此,常将∣1- K0∣称 为“偏析系数”。实际合金的K0 大小受合金类别及成分、微量元素的存在影响。此外, 由于液相线及固相线不为直线,所以凝固中随温度的改变而有所变化。
规则共晶 按形貌特征层Fra bibliotek状 棒状 螺旋状
正的温度梯度 无成分过冷
针状 非规则共晶 树枝状
金属-金属型共晶 按固液界面 金属-非金属型共晶
非金属-非金属型共晶
何故?
Jackson判据
Jackson认为界面的平衡结构是界面能最低的结构。建立了 界面自由能的相对变化⊿GS与界面上固相原子所占位置的分 数P之间的关系:
(注: GL和 R 为工艺因素,相对较易加以控制; mL , C0 , DL , k0 ,为材料因素,较难控制 )

晶体生长理论综述

晶体生长理论综述

综述晶体生长理论的发展现状1前言晶体生长理论是用以阐明晶体生长这一物理化学过程。

形成晶体的母相可以是气相、液相或固相;母相可以是单一组元的纯材料,也可以是包含其他组元的溶液或化合物。

生长过程可以在自然界中实现,如冰雪的结晶和矿石的形成;也可以在人工控制的条件下实现,如各种技术单晶体的培育和化学工业中的结晶等。

近几十年来,随着基础学科(如物理学、化学)和制备技术的不断进步,晶体生长理论研究无论是研究手段、研究对象,还是研究层次都得到了很快的发展,已经成为一门独立的分支学科。

它从最初的晶体结构和生长形态研究、经典的热力学分析发展到在原子分子层次上研究生长界面和附加区域熔体结构,质、热输运和界面反应问题,形成了许多理论或理论模型。

当然,由于晶体生长技术和方法的多样性和生长过程的复杂性,目前晶体生长理论研究与晶体生长实践仍有相当的距离,人们对晶体生长过程的理解有待于进一步的深化。

可以预言,未来晶体生长理论研究必将有更大的发展[1]。

2晶体生长理论的综述自从1669年丹麦学者斯蒂诺(N.Steno)开始晶体生长理论的启蒙工作以来[2],晶体生长理论研究获得了很大的发展,形成了包括晶体成核理论、输运理论、界面稳定性理论、晶体平衡形态理论、界面结构理论、界面动力学理论和负离子配位多面体模型的体系。

这些理论在某些晶体生长实践中得到了应用,起了一定的指导作用。

本文主要对晶体平衡形态理论、界面生长理论、PBC理论、晶体逆向生长等理论作简要的介绍。

2.1晶体平衡形态理论晶体具有特定的生长习性,即晶体生长外形表现为一定几何形状的凸多面体,为了解释这些现象,晶体生长理论研究者从晶体内部结构和热力学分析出发,先后提出了Bravais法则、Gibbs-Wulff晶体生长定律、Frank运动学理论。

2.1.1Bravais法则早在1866年,A.Bravais首先从晶体的面网密度出发,提出了晶体的最终外形应为面网密度最大的晶面所包围,晶面的法线方向生长速率R反比于面间距,生长速率快的晶面族在晶体最终形态中消失[3]。

材料科学基础最全名词解释

材料科学基础最全名词解释

小崔工作室材料科学基础最全名词解释固相烧结:固态粉末在适当的温度,压力,气氛和时间条件下,通过物质与气孔之间的传质,变为坚硬、致密烧结体的过程。

液相烧结:有液相参加的烧结过程。

金属键:自由电子与原子核之间静电作用产生的键合力。

离子键:金属原子自己最外层的价电子给予非金属原子,使自己成为带正电的正离子,而非金属得到价电子后使自己成为带负电的负离子,这样正负离子靠它们之间的静电引力结合在一起。

共价键:由两个或多个电负性相差不大的原子间通过共用电子对而形成的化学键。

氢键:由氢原子同时与两个电负性相差很大而原子半径较小的原子(O,F,N等)相结合而产生的具有比一般次价键大的键力。

弗兰克缺陷:间隙空位对缺陷肖脱基缺陷:正负离子空位对的奥氏体:γ铁内固溶有碳和(或)其他元素的、晶体结构为面心立方的固溶体。

布拉菲点阵:除考虑晶胞外形外,还考虑阵点位置所构成的点阵。

不全位错:柏氏矢量不等于点阵矢量整数倍的位错称为不全位错。

玻璃化转变温度:过冷液体随着温度的继续下降,过冷液体的黏度迅速增大,原子间的相互运动变得更加困难,所以当温度降至某一临界温度以下时,即固化成玻璃。

这个临界温度称为玻璃化温度Tg。

表面能:表面原子处于不均匀的力场之中,所以其能量大大升高,高出的能量称为表面自由能(或表面能)。

半共格相界:若两相邻晶体在相界面处的晶面间距相差较大,则在相界面上不可能做到完全的一一对应,于是在界面上将产生一些位错,以降低界面的弹性应变能,这时界面上两相原子部分地保持匹配,这样的界面称为半共格界面或部分共格界面。

柏氏矢量:描述位错特征的一个重要矢量,它集中反映了位错区域内畸变总量的大小和方向,也使位错扫过后晶体相对滑动的量。

柏氏矢量物理意义:①从位错的存在使得晶体中局部区域产生点阵畸变来说:一个反映位错性质以及由位错引起的晶格畸变大小的物理量。

②从位错运动引起晶体宏观变形来说:表示该位错运动后能够在晶体中引起的相对位移。

材料科学基础(上海交大)_第6章.答案

材料科学基础(上海交大)_第6章.答案
材料与化学化工学院
第6章 单组元相图及纯晶体凝固
6.1 单元系相变的热力学与相平衡
6.2 纯晶体的凝固
6.3 气固相变与薄膜生长
重点与难点:
• • • • • 结晶的热力学、结构和能量条件; 相律的应用; 克劳修斯——克拉珀龙方程的应用; 亚稳相出现的原因; 均匀形核的临界晶核半径和形核功的推 导; 润湿角的变化范围及其含义;
• 两条斜率不同的自由能曲线必然相交于一点
• 液、固两相的自由能相等 • 两相处于平衡而共存。 事实上, Tm—既不能完全结晶,也不能完全熔化 • 要发生结晶则体系必须降至低于Tm温度, • 而发生熔化则必须高于Tm 。
(2) 热力学条件
a △T>0, △Gv<0-过冷是结晶的
必要条件(之一)。
b △T越大, △Gv越小-过冷度越
图6.4
大, 越有利于结晶。
c △Gv的绝对值为凝固过程的驱 动力。
ΔT=Tm-T,是熔点Tm与实际凝固温度T之差 Lm是熔化热,
要使 ΔGv<0,必须使Δ T>0,即 T<Tm,故ΔT
称为过冷度。
晶体凝固的热力学条件——实际凝固温度应低于
熔点Tm,即需要有过冷度,其中热分析实验装置示 意图见图6.5。
如果外界压力保持恒定(例如一个标准大气 压),那么单元系相图只要一个温度轴来表示,如 水的情况见图6.1(b)。根据相律,在汽、水、冰
的各单相区内(f=1),温度可在一定范围内变动。
在熔点和沸点处,两相共存,f=0,故温度不能变
动,即相变为恒温过程。
在单元系中,除了可以出现气、液、固三相之
间的转变外,某些物质还可能出现固态中的同素异
构转变,见图6.2和图6.3。
• bcc • fcc

金属凝固理论思考题【第三章】

金属凝固理论思考题【第三章】

第 1 页 共 3 页第三章习题1、在液态金属中,凡是涌现出的小于临界晶核半径的晶肧都不能成核。

但如果有足够的能量起伏,是否可以成核?答:不可以成核。

因为任何一个晶核都是相起伏和能量起伏的共同产物,当任何一项不能满足特定的条件时,液态金属中的晶胚都不能形成稳定的晶核,而是瞬间形成,瞬间消失。

当晶胚尺寸半径小于临界形核半径时,此时的相起伏不能满足形核的热力学条件,因此即使能量起伏足够大,该晶胚也不能成为稳定的晶核。

2、液态金属凝固时需要过冷,那么固态金属熔化时是否需要过热?为什么? 答:需要。

固态金属熔化为液态金属时,要求固相自由能大于液相自由能(L S G G >),此时0<-=∆S L V G G G ,自由能降低,熔化过程能够自发进行。

当固态金属温度达到理论熔点m T 时,0=∆V G ,固态金属不熔化,只有m T T > 时0<∆V G ,固态金属开始熔化,因此固态金属熔化时需要一定的过热。

3、假设凝固时的临界晶核为立方体形状,求临界形核功。

分析在同样过冷度下均匀形核时,球形晶核和立方晶核哪一个更容易生成?答:设立方体边长为a ,体积为V (3a V =),表面积S (26a S =)。

则 σS G V G V +∆=∆V G ∆ 固-液单位体积自由能之差σ 单位面积表面能σ236a G a G V +∆=∆ 令0'=∆G ,得 VG a ∆-=σ4 即立方体晶核的临界边长 V K G a ∆-=σ4 把K a 带入σ236a G a G V +∆=∆中,整理得 2332V V G G ∆=∆σ 因此临界形核功 2332VK G G ∆=∆σ。

在同样的过冷度下,临界晶核为球形的临界形核功为232')316(])2(4[31VV K G G G ∆=∆=∆σπσσπ,显然'K K G G ∆>∆,球形晶核所需的形核功较小,故更容易生成。

西北工业大学《材料科学基础》课后题答案

西北工业大学《材料科学基础》课后题答案

1.有关晶面及晶向附图2.1所示;2.见附图2.2所示;3.{100}=100十010+001,共3个等价面;{110}=110十101+101+011+011+110,共6个等价面;{111}=111+111+111+111,共4个等价面;)121()112()112()211()112()121()211()121()211()211()121()112(}112{+++++++++++=共12个等价面;4. 单位晶胞的体积为V Cu =0.14 nm 3或1.4×10-28m 35. 10.088 nm ;20.100 nm;6. Cu 原子的线密度为2.77×106个原子/mm;Fe 原子的线密度为3.50×106个原子/mm;7. 1.6l ×l013个原子/mm 2;1.14X1013个原子/mm 2;1.86×1013个原子/mm 2;8. 1 5.29×1028个矽原子/m 3; 2 0.33;9. 9. 0.4×10-18/个原子;10. 1.06×1014倍;11. 1 这种看法不正确;在位错环运动移出晶体后,滑移面上、下两部分晶体相对移动的距离是由其柏氏矢量决定的;位错环的柏氏矢量为b ,故其相对滑移了一个b 的距离;2 A'B'为右螺型位错,C'D'为左螺型位错;B'C'为正刃型位错,D'A'为负刃型位错;位错运动移出晶体后滑移方向及滑移量如附图2.3所示;12.1应沿滑移面上、下两部分晶体施加一切应力τ,的方向应与de位错线平行;2在上述切应力作用下,位错线de将向左或右移动,即沿着与位错线de垂直的方向且在滑移面上移动;在位错线沿滑移面旋转360°后,在晶体表面沿柏氏矢量方向产生宽度为一个b的台阶;13.1]101[2ab=,其大小为ab22||=,其方向见附图2.4所示;2 位错线方向及指数如附图2.4所示;14. 1 能;几何条件:∑b前=∑b后=]111[3a;能量条件:∑b前2=232a>∑b后2=2 31a2 不能;能量条件:∑b前2=∑b后2,两边能量相等;3 不能;几何条件:∑b 前=a/b557,∑b 后=a/b11¯1,不能满足;4 不能;能量条件:∑b 前2=a 2 < ∑b 后2=223a ,即反应后能量升高; 15. 1 能够进行;因为既满足几何条件:∑b 前=∑b 后=]111[3a,又满足能量条件:∑b 前2=232a >∑b 后2=231a 2 b 合=]111[3a;该位错为弗兰克不全位错;16. 1假设晶体中位错线互相缠结、互相钉扎,则可能存在的位错源数目111010~10==ln ρ个/Cm 3;2 τNi =1.95×107 Pa;17. 当θ=1°,D =14 nm ;θ=10°,D =1.4 nm 时,即位错之间仅有5~6个原子间距,此时位错密度太大,说明当θ角较大时,该模型已不适用;18. 畸变能是原来的0.75倍 说明形成亚晶界后,位错能量降低;19. 设小角度晶界的结构由刃型位错排列而成,位错间距为D;晶界的能量γ由位错的能量E 构成,设l 为位错线的长度,由附图2.5可知,D EDl El ==γ由位错的能量计算可知,中心E r R Gb E +-=02ln )1(4νπ取R =D 超过D 的地方,应力场相互抵消,r 0=b 和θ=b/D 代入上式可得:)ln (1ln )1(4 ]ln )1(4[02θθγθθυπθυπθγ-=+-=+-A b E b G E b D Gb b 中心中心=式中GbE Gb中心,=)1(4A )1(40υπυπγ-=-20.1晶体点阵也称晶体结构,是指原子的具体排列;而空间点阵则是忽略了原子的体积,而把它们抽象为纯几何点;2 密排六方结构;3 原子半径发生收缩;这是因为原子要尽量保持自己所占的体积不变或少变原子所占体积V A=原子的体积4/3πr3+间隙体积,当晶体结构的配位数减小时,即发生间隙体积的增加,若要维持上述方程的平衡,则原子半径必然发生收缩;4 不能;因为位错环是通过环内晶体发生滑移、环外晶体不滑移才能形成;5 外力在滑移面的滑移方向上的分切应力;6 始终是柏氏矢量方向;7 位错的交割;8 共格界面;9 否,扭转晶界就由交叉的同号螺型位错构成;1.其比较如附表2.1所示;附表2.1 间隙固溶体与间隙化合物的比较2.有序固熔体,其中各组元原子分别占据各自的布拉菲点阵——称为分点阵,整个固熔体就是由各组元的分点阵组成的复杂点阵,也叫超点阵或超结构;这种排列和原子之间的结合能键有关;结合能愈大,原子愈不容易结合;如果异类原子间结合能小于同类原子间结合能,即E AB < E AA十E BB/2,则熔质原子呈部分有序或完全有序排列;有序化的推动力是混合能参量εm=εAB-1/2E AA+E BBεm < 0,而有序化的阻力则是组态熵;升温使后者对于自由能的贡献-TS增加,达到某个临界温度以后,则紊乱无序的固熔体更为稳定,有序固熔体消失,而变成无序固熔体;3.在原子尺寸因素相近的情况下,上述元素在Ag中的固熔度摩尔分数受原子价因素的影响,即价电子浓度e/a是决定固熔度摩尔分数的一个重要因素;它们的原子价分别为2,3,4,5价,Ag为1价,相应的极限固熔度时的电子浓度可用公式c=Z A1一x B+Z B x B计算;式中,Z A,Z B分别为A,B组元的价电子数;x B为B组元的摩尔分数;上述元素在固溶度摩尔分数极限时的电子浓度分别为1.43,1.42,1.39,1.31; 4.Α-Fe为体心立方点阵,致密度虽然较小,但是它的间隙数目多且分散,因而间隙半径很小:r四=0.291,R=0.0361nm;r八=0.154,R=0.0191nm;H,N,C,B等元素熔人;α-Fe中形成间隙固熔体,由于尺寸因素相差很大,所以固熔度摩尔分数都很小;例如N在α-Fe中的固熔度摩尔分数在590℃时达到最大值,约为W N=0.1/l0-2,在室温时降至W N=0.001/l0-2;C在α-Fe中的固溶度摩尔分数在727℃时达最大值,仅为W C=0.02l8/10-2,在室温时降至W C=0.006/10-2;所以,可以认为碳原子在室温几乎不熔于α-Fe中,微量碳原子仅偏聚在位错等晶体缺陷附近;假若碳原子熔入;α-Fe中时,它的位置多在α-Fe的八面体间隙中心,因为;α-Fe中的八面体间隙是不对称的,形为扁八面体,100方向上间隙半径r=0.154R,而在110方向上,r=0.633R,当碳原子熔入时只引起一个方向上的点阵畸变;硼原子较大,熔人间隙更为困难,有时部分硼原子以置换方式熔人;氢在α-Fe中的固熔度摩尔分数也很小,且随温度下降时迅速降低;以上元素在γ-Fe;中的固熔度摩尔分数较大一些;这是因为γ-Fe具有面心立方点阵,原子堆积致密,间隙数目少,故间隙半径较大:r A=0.414,R=0.0522nm;r四=0.225,R=0.0284 nm;故上述原子熔入时均处在八面体间隙的中心;如碳在γ-Fe中最大固熔度质量分数为W C=2.1l/10-2;氮在γ-Fe 中的最大固熔度质量分数约为W N=2.8/10-2;5. 密度ρ=5.97 g /cm 3;6. 两离子的中心距离为0.234 nm;7. 碳原子占据10.2%的八面体间隙位置;氮原子占据12.5%的八面体间隙位置;8. 这是因为形成固熔体时,熔质原子的熔入会使熔剂结构产生点阵畸变,从而使体系能量升高;熔质与熔剂原子尺寸相差越大,点阵畸变的程度也越大,则畸变能越高,结构的稳定性越低,熔解度越小;一般来说,间隙固熔体中熔质原子引起的点阵畸变较大,故不能无限互溶,只能有限熔解;9. 9 10.278 nm ;20.393 nm30.482 nm ;40.622 nm ;50.393 nm;10. 1WLi+=16/10-2,WMg2+=24/1020,WF-=44/10-2,WO2—=16/10-22该固熔体的密度ρ=2.9 g /cm3;11. 故理论强度介于44.0~64.0EE 之间,即4900~7000 MPa 12. 模子的尺寸l =15.0 mm;13.1:6:37.1:2.10:2.5994.156.27:00797.13.10:011.121.62::≈==O H C故可能是丙酮;14.画出丁醇C4H9OH的4种可能的异构体如下:15.1单体质量为12X2+1X2+35.5X2=97 g/mol;2聚合度为 n=60000/97=620;16.1均方根据长度4.65 nm;2分子质量m=7125 g;17.理论上的最大应变为3380%;18.单体的摩尔分数为:X苯烯=20/10-2,X丁二烯=40/10-2,X丙烯晴=40/10-219.1和2如下:3每摩尔的水0.6X1024形成时,需要消去0.6X1024的C—O及N—H键,同时形成0.6X1024的C—N及H—O键;净能量变化为-15 kJ/mol;20.硅酸盐结构的基本特点:1硅酸盐的基本结构单元是Si04四面体,硅原子位于氧原子四面体的间隙中;硅—氧之间的结合键不仅是纯离子键,还有相当的共价键成分;2每一个氧最多只能被两个Si04四面体所共有;四面体可以是互相孤立地在结构中存在,也可以通过共顶点互相连接;3Si044Si—O--Si的结合键形成一折线;硅酸盐分成下列几类:1含有有限硅氧团的硅酸盐;2链状硅酸盐;3层状硅酸盐;4骨架状硅酸盐;21.因为大多数陶瓷主要由晶相和玻璃相组成,这两种相的热膨胀系数相差较大,由高温很快冷却时,每种相的收缩不同,所造成的内应力足以使陶瓷器件开裂或破碎;22. 陶瓷材料中主要的结合键是离子键及共价键;由于离子键及共价键很强,故陶瓷的抗压强度很高,硬度极高;因为原子以离子键和共价键结合时,外层电子处于稳定的结构状态,不能自由运动,故陶瓷材料的熔点很高,抗氧化性好,耐高温,化学稳定性高;1. 分析结晶相变时系统自由能的变化可知,结晶的热力学条件为∆G<0;由单位体积自由能的变化Tm TLm G B ∆-=∆可知,只有∆T>0,才有∆GB<0;即只有过冷,才能使∆G<0;动力学条件为液—固界面前沿液体的温度T<Tm 熔点,即存在动态过冷; 由临界晶核形成功A =1/3σS 可知,当形成一个临界晶核时,还有1/3的表面能必须由液体中的能量起伏来提供;液体中存在的结构起伏,是结晶时产生晶核的基础;因此,结构起伏是结晶过程必须具备的结构条件;2. 凝固驱动力∆G =一3253.5 J /mol;3. 1r k =9.03X10-10 m ; 2n=261个;4. 所谓界面的平衡结构,是指在界面能最小的条件下,界面处于最稳定状态;其问题实质是分析当界面粗糙化时,界面自由能的相对变化;为此,作如下假定: 1 液、固相的平衡处于恒温条件下;2 液、固相在界面附近结构相同;3 只考虑组态熵,忽略振动嫡;设N 为液、固界面上总原子位置数,固相原子位置数为n,其占据分数为x =n/N ;界面上空位分数为1一x,空位数为N1一x;形成空位引起内能和结构熵的变化,相应引起表面吉布斯自由能的变化为S T u S T S P u S T H Gs ∆-∆≈∆-∆+∆=∆-∆=∆)(形成N1一x 个空位所增加的内能由其所断开的固态键数和一对原子的键能的乘积决定;内能的变化为)1(x x L N u m -=∆ξ式中ξ与晶体结构有关,称为晶体学因子;其次,求熵变;由熵变的定义式,则有)]!1([)!(!ln )]!([)!(!ln x N Nx N k Nx N Nx N k S -=-=∆按striling 近似式展开,当N 很大时,得∆S =一kN xlnx+1一xIn1一x最后,计算液—固界面上自由能总的变化,即)]1ln()1(ln [)1(x x x x N kT x x L N S T u Gs m m m --++-=∆-∆=∆ξ 所以:)1ln()1(ln )1(x x x x x x kTm L NkT Gs m m --++-=∆ξ 令:m mkT L ξα= 所以:)1ln()1(ln )1(x x x x x x NkT Gs m --++-=∆α5. 在铸锭组织中,一般有三层晶区:1最外层细晶区;其形成是由于模壁的温度较低,液体的过冷度交大,因此形核率较高;2中间为柱状晶区;其形成是由于模壁的温度升高,晶核的成长速率大于晶核的形核率,且沿垂直于模壁风向的散热较为有利;在细晶区中取向有利的晶粒优先生长为柱状晶粒;3中心为等轴晶区;其形成是由于模壁温度进一步升高,液体过冷度进一步降低,剩余液体的散热方向性已不明显,处于均匀冷却状态;同时,未熔杂质、破断枝晶等易集中于剩余液体中,这些都促使了等轴晶的形成;应该指出,铸锭的组织并不是都具有3层晶区;由于凝固条件的不同,也会形成在铸锭中只有某一种晶区,或只有某两种晶区;6. 固态金属熔化时不一定出现过热;如熔化时,液相若与汽相接触,当有少量液体金属在固相表面形成时,就会很快复盖在整个表面因为液体金属总是润湿同一种固体金属,由附图2.6表面张力平衡可知SV SL LV r r r =+θcos ,而实验指出SV SL LV r r r <+,说明在熔化时,自由能的变化aG 表面<o,即不存在表面能障碍,也就不必过热;实际金属多属于这种情况;如果固体金属熔化时液相不与汽相接触,则有可能使固体金属过热,然而,这在实际上是难以做到的;7.LDPE的自由空间为gcmgcmgcm/097.001.1192.01333=-;HDPE的自由空间为gcmgcmgcm/052.001.1196.01333=-8.金属玻璃是通过超快速冷却的方法,抑制液—固结晶过程,获得性能异常的非晶态结构;玻璃是过冷的液体;这种液体的黏度大,原子迁移性小,因而难于结晶,如高分子材料硅酸盐、塑料等在一般的冷却条件下,便可获得玻璃态;金属则不然;由于液态金属的黏度低,冷到液相线以下便迅速结晶,因而需要很大的冷却速度估计>1010℃/s才能获得玻璃态;为了在较低的冷速下获得金属玻璃,就应增加液态的稳定性,使其能在较宽的温度范围存在;实验证明,当液相线很陡从而有较低共晶温度时,就能增加液态的稳定性,故选用这样的二元系如Fe—B,Fe—C,h—P,Fe—Si等;为了改善性能,可以加入一些其他元素如Ni,Mo,Cr,Co等;这类金属玻璃可以在10’一10‘℃/s的冷速下获得;9.实际结晶温度与理论结晶温度之间的温度差,称为过冷度∆T=Tm一Tn;它是相变热力学条件所要求的,只有AT>0时,才能造成固相的自由能低于液相自由能的条件,液、固相间的自由能差便是结晶的驱动力;过冷液体中,能够形成等于临界晶核半径的晶胚时的过冷度,称为临界过冷度∆T;显然,当实际过冷度∆T<∆T时,过冷液体中最大的晶胚尺寸也小于临界晶核半径,故难于成核;只有当∆T>∆T时,才能均匀形核;所以,临界过冷度是形核时所要求的;晶核长大时,要求液—固界面前沿液体中有一定的过冷,才能满足dN/dtF >dN/dtM,这种过冷称为动态过冷度∆Tk=Tm一Ti,它是晶体长大的必要条件;10.纯金属生长形态是指晶体宏观长大时界面的形貌;界面形貌取决于界面前沿液体中的温度分布;1平面状长大:当液体具有正温度梯度时,晶体以平直界面方式推移长大;此时,界面上任何偶然的、小的凸起伸入液体时,都会使其过冷度减小,长大速率降低或停止长大,而被周围部分赶上,因而能保持平直界面的推移;长大中晶体沿平行温度梯度的方向生长,或沿散热的反方向生长,而其他方向的生长则受到抑制;2树枝状长大:当液体具有负温度梯度时,在界面上若形成偶然的凸起伸入前沿液体时,由于前方液体有更大的过冷度,有利于晶体长大和凝固潜热的散失,从而形成枝晶的一次轴;一个枝晶的形成,其潜热使邻近液体温度升高,过冷度降低,因此,类似的枝晶只在相邻一定间距的界面上形成,相互平行分布;在一次枝晶处的温度比枝晶间温度要高,如附图2.7a 中所示的AA 断面上丁A>丁n,这种负温度梯度使一次轴上又长出二次轴分枝,如附图2.7b 所示;同样,还会产生多次分枝;枝晶生长的最后阶段,由于凝固潜热放出,使枝晶周围的液体温度升高至熔点以上,液体中出现正温度梯度,此时晶体长大依靠平界面方式推进,直至枝晶间隙全部被填满为止;11. 根据自由能与晶胚半径的变化关系,可以知道半径r<r k 的晶胚不能成核;r>r k 的晶胚才有可能成核;而r =r k 的晶胚既可能消失,也可能稳定长大;因此,半径为“的晶胚称为临界晶核;其物理意义是,过冷液体中涌现出来的短程有序的原子团,当其尺寸r ≥r k 时,这样的原子团便可成为晶核而长大;临界晶核半径r k ,其大小与过冷度有关,则有T L T r m m k ∆=12σ12. 晶体长大机制是指晶体微观长大方式,它与液—固界面结构有关;具有粗糙界面的物质,因界面上约有50%的原子位置空着,这些空位都可接受原子,故液体原子可以单个进入空位,与晶体相连接,界面沿其法线方向垂直推移,呈连续式长大;具有光滑界面的晶体长大,不是单个原子的附着,而是以均匀形核的方式,在晶体学小平面界面上形成一个原子层厚的二维晶核与原界面间形成台阶,单个原子可以在台阶上填充,使二维晶核侧向长大,在该层填满后,则在新的界面上形成新的二维晶核,继续填满,如此反复进行;若晶体的光滑界面存在有螺型位错的露头,则该界面成为螺旋面,并形成永不消失的台阶,原子附着到台阶上使晶体长大;13.形成单晶体的基本条件是使液体金属结晶时只产生一个核心或只有一个核心能够长大并长大成单晶体;14.1……在冷却曲线上出现的实际结晶温度与熔点之差……液-固界面前沿液态中的温度与熔点之差;2……使体系自由能减小……3在过冷液体中,液态金属中出现的……4在一定过冷度>厶了’下……5……就是体系自由能的减少能够补偿2/3表面自由能……6……不能成核,即便是有足够的能量起伏提供,还是不能成核;7测定某纯金属均匀形核时的有效过冷度……8……那么总的形核率N=N2;9……则结晶后就可以形成数万颗晶粒;10……非均匀形核的形核功最小;11……则只要在工艺上采取对厚处加快冷却如加冷铁就可以满足;12……因为前者是以外加质点为基底,形核功小……13……主要寻找那些熔点高,且……14……若液—固界面呈粗糙型,则其液相原子……15只有在负温度梯度条件下,常用纯金属……16……结晶终了时的组织形态不同,前者呈树枝晶枝间是水,后者呈一个个块状晶粒;17……生长过程,但可以通.过实验方法,如把正在结晶的金属剩余液体倒掉,或者整体淬火等进行观察,所以关于树枝状生长形态不是一种推理; 18……其生长形态不会发生改变;19……其界面是粗糙型的;20……平直的称为粗糙界面结构……锯齿形的称为平滑界面结构;21……因还与液—固界面的结构有关,即与该金属的熔化熵有关; 22……增加,但因金属的过冷能力小,故不会超过某一极大值…… 23……动态过冷度比形核所需要的临界过冷度小;1. w Mg =0.0456;2. 1744.010=-=K K Rm GD w Cu C ;3. 设纯溶剂组元A 的熔点为T A ,液相线与固相线近似为直线,则离界面距离x 处液相线温度T L 为:)1(exp 110⎥⎦⎤⎢⎣⎡⎪⎭⎫ ⎝⎛-++-=-=x D R K K Mw T mC T T Cu C A L A L 但在x 处液相的实际温度T 如附图2.8所示,应为:)2(0Gx Kw m T T Cu C A +-=因为溶质分布而产生的成分过冷为: )3(exp 1100Gx K w m x D R K K mw T T T Cu C Cu C L -+⎥⎦⎤⎢⎣⎡⎪⎭⎫ ⎝⎛--+-=-=∆ 令0=∂∆∂x T ,得:)4()1(ln 0exp 1)(00⎥⎦⎤⎢⎣⎡-==-⎪⎭⎫ ⎝⎛-⎪⎭⎫ ⎝⎛---GDK R K mw D R x G x D R D R K K mw Cu C Cu C将4代入3得: ⎥⎦⎤⎢⎣⎡-+--=∆GK R K mw R GD K K mw T Cu C Cu C )1(ln 1)1(00max4. C 1合金成分为w Mg =0.873,w Ni =0.127;C 2合金成分为w Mg =0.66,w Ni =0.3685. 1高温区水平线为包晶线,包晶反应:Lj+δk→αn中温区水平线为共晶线,共晶反应:Ld′→αg+βh2各区域组织组成物如图4—30中所示;3I 合金的冷却曲线和结晶过程如附图2.9所示;1~2,均匀的液相L;2~3匀晶转变,L→δ不断结晶出δ相;3~3′,发生包品反应L+δ→α;3′~4,剩余液相继续结晶为α;4,凝固完成,全部为α;4~5,为单一α相,无变化;5~6,发生脱溶转变α→βII;室温下的组织为α+βII;II 合金的冷却曲线和结晶过程如附图2.10所示;1~2,均匀的液相L;2~3,结晶出α初,随温度下降α相不断析出,液相不断减少;3~3′,剩余液相发生共晶转变L→α+β;3′~4,α→βII ,β→αII ,室温下的组织为;α初+α+β共+βII4室温时,合金I 、II 组织组成物的相对量可由杠杆定律求得;合金I : %100%100⨯=⨯=eb cb W eb ec W II βα合金II : %100W 100%100)(⨯''⨯'=⨯'⨯''=+g d i d be g b gd ig W gd i d W II ββαα%=共9. 此说法不正确;固体中的宏观扩散流不是单个原子定向跳动的结果,扩散激活能也不是单个原子迁:移时每一次跳动需越过的能垒,固体中原子的跳动具有随机性质,扩散流是固体中扩散物质质点如原子,离子随机跳动的统计结果的宏观体现,当晶体中的扩散以空位机制进行时,晶体中任何一个原子在两个平衡位置之间发生跳动必须同时满足两个条件: 2 该原子具有的能量必须高于某一临界值∆G f ,即原子跳动激活能,以克服阻碍跳动的阻力;3 该原子相邻平衡位置上存在空位;根据统计热力学理论,在给定温度T 下,晶体中任一原子的能量高于∆G f 的几率P f ,即晶体中能量高于∆G f 的原子所占原子百分数为)ex p(kT G P ff ∆-=而晶体中的平衡空位浓度Cv,即任一原子平衡位置出现空位的几率Pv,为)exp(kT G P v v ∆-=显然,某一瞬间晶体中原子发生一次跳动的几率为)ex p()ex p(RT Q kT G G P P P vf v f -=∆+∆-=⋅=P 也等于该瞬间发生跳动原子所占的原子百分数;其中Q =∆G f +∆G v ,就是空位扩散机制的扩散激活能;11. 因α-Fe 中的最大碳熔解度质量分数只有0.0218%,对于含碳质量分数大于0.0218%的钢铁在渗碳时零件中的碳浓度梯度为零,渗碳无法进行,即使是纯铁,在α相区渗碳时铁中浓度梯度很小,在表也不能获得高含碳层;另外,由于温度低,扩散系数也很小,渗碳过程极慢,没有实际意义;γ-Fe中的碳固溶度高,渗碳时在表层可获得较高的碳浓度梯度使渗碳顺利进行;12.原因是;α-Fe中的扩散系数较γ-Fe中的扩散系数高;13.转折点向低温方向移动;14.三元系扩散层内不可能存在三相共存区,但可以存在两相共存区;原因如下:三元系中若出现三相平衡共存,其二相中成分一定且不同相中同一组分的化学位相等,化学位梯度为零,扩散不可能发生;三元系在两相共存时,由于自由度数为2,在温度一定时,其组成相的成分可以发生变化,使两相中相同组元的原子化学位平衡受到破坏,引起扩散;15. 1 固体中即使不存在宏观扩散流,但由于原子热振动的迁移跳跃,扩散仍然存在;纯物质中的自扩散即是一个典型例证;2原子每次跳动方向是随机的;只有当系统处于热平衡状态,原子在任一跳动方向上的跳动几率才是相等的;此时虽存在原子的迁移即扩散,但没有宏观扩散流;如果系统处于非平衡状态,系统中必然存在热力学势的梯度具体可表示为浓度梯度、化学位梯度、应变能梯度等;原子在热力学势减少的方向上的跳动几率将大于在热力学势增大方向上的跳动几率;于是就出现了宏观扩散流;3晶界上原子排列混乱,与非晶体相类似,其原子堆积密集程度远不及晶粒内部,因而对原子的约束能力较弱,晶界原子的能量及振动频率ν明显高于晶内原子;所以晶界处原子具有更高的迁移能力;晶界扩散系数也罢明显鬲于晶内扩散系数;4事实上这种情况不可能出现;间隙固熔体的熔质原子固熔度十分有限;即使是达到过饱合状态,溶质原子数目要比晶体中的间隙总数要小几个数量级,因此,在间隙原子周围的间隙位置可看成都是空的;即对于给定晶体结构,z为一个常数;5虽然体心立方晶体的配位数小,但其属于非密堆结构;与密堆结构的面心立方晶体相比较,公式中的相关系数f值相差不大0.72和0.78,但原子间距大,原子因约束力小而振动频率ν高,其作用远大于配位数的影响;而且原子迁移所要克服的阻力也小,具体表现为扩散激活能低,扩散常数较大,实际情况是在同一温度下α-Fe有更高的自扩散系数,而且熔质原子在;α-Fe中的扩散系数要比γ-Fe高;1.1临界分切应力n及取向因子数据如附表2.3所示;以上数据表明,实验结果符合临界分切应力定律τk =σm;2屈服应力σs与取向因子,m之间的关系如附图2.17所示;6.单滑移是指只有一个滑移系进行滑移;滑移线呈一系列彼此平行的直线;这是因为单滑移仅有一组多滑移是指有两组或两组以上的不同滑移系同时或交替地进行滑移;它们的滑移线或者平行,或者相交成一定角度;这是因为一定的晶体结构中具有一定的滑移系,而这些滑移系的滑移面之间及滑移方向之间都交滑移是指两个或两个以上的滑移面沿共同的滑移方向同时或交替地滑移;它们的滑移线通常为折线或波纹状;只是螺位错在不同的滑移面上反复“扩展”的结果;10.滑移带一般不穿越晶界;如果没有多滑移时,以平行直线和波纹线出现,如附图2.19a,它可以通过抛光而去除;机械孪晶也在晶粒内,因为它在滑移难以进行时发生,而当孪生使晶体转动后,又可使晶体滑移;所以一般孪晶区域不大,如附图2.19b所示;孪晶与基体位向不同,不能通过抛光去除;退火孪晶以大条块形态分布于晶内,孪晶界面平直,一般在金相磨面上分布比较均匀,如附图2;19c所示,且不能通过抛光去除;11.低碳钢的屈服现象可用位错理论说明;由于低碳钢是以铁素体为基的合金,铁素体中的碳氮原子与位错交互作用,总是趋于聚集在位错线受拉应力的部位以降低体系的畸变能,形成柯氏气团对位错起“钉扎”作用,致使σs升高;而位错一旦挣脱气团的钉扎,便可在较小的应力下继续运动,这时拉伸曲线上又会出现下屈服点;已经屈服的试样,卸载后立即重新加载拉伸时,由于位错已脱出气团的钉扎,故不出现屈服点;但若卸载后,放置较长时间或稍经加热后,再进行拉伸时,由于熔质原子已通过热扩散又重新聚集到位错线周围形成气团,故屈服现象又会重新出现;吕德斯带会使低碳薄钢板在冲压成型时使工件表面粗糙不平;其解决办法,可根据应变时效原理,将钢板在冲压之前先进行一道微量冷轧如1%~2%的压下量工序,使屈服点消除,随后进行冲压成型,也可向钢中加入少量Ti,A1及C,N等形成化合物,以消除屈服点;12.材料经冷加工后,除使紊乱取向的多晶材料变成有择优取向的材料外,还使材料中的不熔杂质、第二相和各种缺陷发生变形;由于晶粒、杂质、第二相、缺陷等都沿着金属的主变形方向被拉长成纤维状,故称为纤维组织;一般来说,纤维组织使金属纵向纤维方向强度高于横向强度;这是因为在横断面上杂质、第二相、缺陷等脆性、低强度“组元”的截面面积小,而在纵断面上截面面积大;当零件承受较大载荷或承受冲击和交变载荷时,这种各向异性就可能引起很大的危险;。

材料成形原理考点

材料成形原理考点

• 液态成型基础 • 液态金属的结构和性质 晶体的结构和性能主要决定于:组成晶体的原子结构和他们之间的相互作用力与热运动。

液态金属的主要特征:进程有序,远程无序。

原子排列的几个原子间距的小范围内,与其固态原子的排列方式基本一致,呈现出一定的有规律排列;而距离远的原子排列就不同于固态了,表现为无序状态。

理论模型:钢球模型,晶体缺陷模型(能量起伏和结构起伏)。

能量起伏:处于热运动的原子能量有高有低,同一原子的能量也随时间不停变化,时高时低。

表现为各个原子间能量的不同和各个原子集团间尺寸的不同。

结构起伏:液态金属中存在由大量不停游动着得原子集团组成,集团内为某种有序结构,处于集团外的原子则处于散乱的无序状态,并且这些原子集团不断的分化组合,时而长大时而减小,时而产生,时而消失,此起彼伏。

浓度起伏:游动集团之间存在着成分不均匀性。

表现为各个原子集团之间成分的不同。

实际金属和合金的液体在微观上是由成分和结构不同的游动原子集团、空穴和许多固态、气态或液态杂质或化合物组成,而且还表现出能量起伏、结构起伏及浓度起伏等三种起伏特征。

粘滞性(黏度)的本质:质点间结合力的大小。

影响黏度的因素:温度,熔点,杂质。

黏度对液态形成过程的影响:a 对液态金属留态的影响b 对液态金属净化的影响 表面张力是表面上存在的一个平行于表面且各向大小相等的张力。

本质:表面张力是由于物质在表面上的质点受力不均匀而产生的。

影响界面张力的因素:熔点↑,温度↓,溶质(降低的称为表面活性物质,增加的称为非表面活性物质)。

表面张力引起的附加压力:液面凸起(不润湿)为正,液面下凹为负。

• 液态金属的充型能力及其影响因素 充型能力:液态金属充满铸型型腔,获得形状完整,轮廓清晰的铸件的能力。

液态金属的充型能力首先取决于金属本身的流动能力(流动性)同时又受外界条件,如铸型性质,浇注条件,铸件结构等的影响。

流动性:铸造性能之一,与金属的成分、温度、杂质含量及其物理性质有关。

晶体的长大Jackson界面结构判据

晶体的长大Jackson界面结构判据
液相原子不断向固相沉积,导致凝固界面向液相推进,实现液相的 凝固。
沉积的方式及速度取决于 固/液界面的结构、 固相中原子结合键的 特性 及凝固驱动力的大小。
液相中晶体的生长形态符合自由能最小原理。
体积自由能只与固相体积有关并且总是小于液相的自由能。 ►自由能最小对应于界面能最小。
n dA min
2021/4/9
系统工程研究所 朱卫锋
9
上图曲线两类:
一类曲线的极小值约在NΑ/N=0.5处; 另一类曲线的极小值则有两个, NΑ/N很小处及NΑ/N 接近1处。
影响曲线形状的因素是α,α值在2~3之间曲线 的形状产生质的变化。
2021/4/9
系统工程研究所 朱卫锋
10
α≤2时,ΔFS/NKTm对任何取值皆为负值, 表明液态中原子可以任何充填率x向界面上沉积。
2021/4/9
系统工程研究所 朱卫锋
16
表2.1为部分物质熔化熵的数据,
可见绝大多数金属的熔化熵均小于16.6。
因此, α值也必小于2。
在其结晶过程中,固-液界面是粗糙界面。
四溴化碳的熔化熵与金属相仿,又是低熔点透明体, 因而可以用它来模拟金属晶体的生长行为。
多数非金属和化合物的熔化熵都比较大,即使在 η/υ<0.5的情况下,α值仍大于2。
由于这种界面本身就是晶体的某一组特定的晶面, 因此具有明确的固--液分界和鲜明的晶体学特性。
故平整界面又称分离型界面或突变型界面。界面 性质由熔化熵和取向因子共同确定。
2021/4/9
系统工程研究所 朱卫锋
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表2.2 不同系统中的界面层数
2021/4/9
系统工程研究所 朱卫锋
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Jackson模型也不适合聚合物材料的界面结构分 析。

材料科学基础概念名词解释

材料科学基础概念名词解释

单晶体:是指样品中所含分子(原子和离子)在三维空间中呈规则、周期排列的一种固体状态。

退火孪晶:退火后形成的孪晶就是退火孪晶或由于相变过程中原子重新排列时发生错排而产生的;孪晶是两个晶体(或一个晶体的两个部分)沿一个公共晶面(即特定取向关系)构成镜面对称的位向关系,这就叫孪晶。

肖特基空位:离开平衡位置的原子迁移到晶体表面或内表面的正常结点位置上,而使晶体内部留下的空位。

弗仑克尔缺陷:离开平衡位置的原子挤入点阵的间隙位置,而在晶体中同时形成数目相等的空位和间隙原子。

单位位错:通常把伯氏矢量等于单位点阵矢量的位错称为单位位错。

刃型位错:在金属晶体中,由于某种原因,晶体的一部分相对另一部分出现一个多余的半原子面。

这个多余的半原子面有如切入晶体的刀片,刀片的刃口线即为位错线。

这种线缺陷称为刃型位错。

滑移:晶体中相邻两部分在切应力作用下沿着一定的晶面和晶向相对滑动。

孪生:是塑性变形的另一种重要形式,它常作为滑移不易进行时的补充。

滑移系:一个滑移面和此面上的一个滑移方向合起来叫作一个滑移系。

晶格畸变:点缺陷出来破坏了原子间的平衡状态,使晶格发生扭曲,称为晶格畸变。

固溶强化:溶质原子与位错的弹性交互作用。

弥散强化:指一种通过在均匀材料中加入硬质颗粒的一种材料的强化手段。

第二相强化,亚组织强化。

回复:是指新的无畸变晶粒出现之前所产生的亚结构和性能变化的阶段。

熔晶转变:是一个固相转变为另一个固相和一个液相的恒温转变。

之所以熔晶转变,是因为固相在温度下降时可以部分熔化。

过冷:结晶只有在T0以下的实际结晶温度下才能进行,这种现象称为过冷。

过冷度:实际结晶温度与理论结晶温度之间的差值。

均匀形核: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。

平衡分配系数:平衡凝固时固相的溶质质量分数和夜相溶质质量分数之比。

伪共晶:非平衡凝固时,成分在共晶点附近的非共晶成分合金也可能得到100%的共晶组织,这样的共晶组织称为伪共晶。

材料科学基础最全名词解释

材料科学基础最全名词解释

材料科学基础最全名词解释固相烧结:固态粉末在适当的温度,压力,气氛和时间条件下,通过物质与气孔之间的传质,变为坚硬、致密烧结体的过程。

液相烧结:有液相参加的烧结过程。

金属键:自由电子与原子核之间静电作用产生的键合力。

离子键:金属原子自己最外层的价电子给予非金属原子,使自己成为带正电的正离子,而非金属得到价电子后使自己成为带负电的负离子,这样正负离子靠它们之间的静电引力结合在一起。

共价键:由两个或多个电负性相差不大的原子间通过共用电子对而形成的化学键。

氢键:由氢原子同时与两个电负性相差很大而原子半径较小的原子(O,F,N等)相结合而产生的具有比一般次价键大的键力。

弗兰克缺陷:间隙空位对缺陷肖脱基缺陷:正负离子空位对的奥氏体:γ铁内固溶有碳和(或)其他元素的、晶体结构为面心立方的固溶体。

布拉菲点阵:除考虑晶胞外形外,还考虑阵点位置所构成的点阵。

不全位错:柏氏矢量不等于点阵矢量整数倍的位错称为不全位错。

玻璃化转变温度:过冷液体随着温度的继续下降,过冷液体的黏度迅速增大,原子间的相互运动变得更加困难,所以当温度降至某一临界温度以下时,即固化成玻璃。

这个临界温度称为玻璃化温度Tg。

表面能:表面原子处于不均匀的力场之中,所以其能量大大升高,高出的能量称为表面自由能(或表面能)。

半共格相界:若两相邻晶体在相界面处的晶面间距相差较大,则在相界面上不可能做到完全的一一对应,于是在界面上将产生一些位错,以降低界面的弹性应变能,这时界面上两相原子部分地保持匹配,这样的界面称为半共格界面或部分共格界面。

柏氏矢量:描述位错特征的一个重要矢量,它集中反映了位错区域内畸变总量的大小和方向,也使位错扫过后晶体相对滑动的量。

柏氏矢量物理意义:①从位错的存在使得晶体中局部区域产生点阵畸变来说:一个反映位错性质以及由位错引起的晶格畸变大小的物理量。

②从位错运动引起晶体宏观变形来说:表示该位错运动后能够在晶体中引起的相对位移。

部分位错:柏氏矢量小于点阵矢量的位错包晶转变:在二元相图中,包晶转变就是已结晶的固相与剩余液相反应形成另一固相的恒温转变。

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2、粗糙界面:微观上是凹凸不平的,到处是台阶和扭折, 能连续地生长,相当于非奇异面。
三、邻位面
1、邻位面的台阶化(如右图) 观察邻位面上的原子时否全部落在盖面的面指数所确定的几何平面内。 原子全部坐落在相应几何平面内,则距离表面一定深度的范围内,晶体的结 构将畸变,表面能就很大。 若邻位面食由两组或多组奇异面构成的台阶式表面,则晶体表面的畸变就消 除了,这就降低了表面能。一般来说,邻位面由平面转为台阶面时表面能总是 降低的,因为表面能减小了,故邻位面总是表现为台阶式。这可通过场离子显 微镜对晶体观察验证。 邻位面的斜率tanθ与台阶密度k(k=1/λ)、台阶高度h 之间的关系:
tan θ =
∂y = − hk ∂x
当θ=0,K=0,无台阶,为奇异面,即光滑面; 当θ增大,k也增大,出现台阶; 当随着θ增大,k增加到很大时,就成了粗糙面,即非奇异面。
2、邻位面台阶化论证
方法: 右图中OA是代表法线为OA的宏观晶面 的表面能,假设面台阶化都由三个奇异面构成的 有台阶式的平面,求此台阶式平面的表面能。
若r代表垂直于OA的台阶平面的单位面积的比 表面能,r1、r2、r3分别代表垂直于OB1、 OB2、OB3的奇异面的比表面能,A1、A2、 A3分别代表垂直于OA德宏观平面的单位面积 台阶化后的三个奇异面的面积,则台阶式平面 的单位面积的表面能为:
γ = γ1
A
1
+γ2
A
2
+γ3
A
3
(2)
令OA方向的单位矢量位n,Obi方向的单位矢量位ni。那么:
二、奇异面、非奇异面和邻位面
奇异面:表面能极图中能量曲面上出现极小值的点所对应的晶面。是低 指数面,表面能较低的晶面。 邻位面:取向在奇异面附近的晶面,往往由一定组态的台阶构成。 非奇异面:其它取向的晶面。
邻位面与奇异面Βιβλιοθήκη 第二节、生长界面结构的基本类型
一、划分界面类型的标准
界面是突变的还是渐变的。 界面是存在吸附层,还是不存在吸附层。 界面是光滑的,还是粗糙的。 界面是完整的,还是非完整的。
第四章
界面的平衡结构
许进
第一节 晶体的平衡形状
一 、表面能级图与晶体的平衡形状 1、表面能
晶体表面的离子,由于电价的不饱和而具有较多的能量,即晶体的表 面能。 换句话说就是,形成表面所消耗的功。 比表面能:晶体表面单位面积的表面能,或者说是形成单位表面所消 耗的功。 比表面能的单位:J/㎡ 晶体的比表面能与多种因素有关,如晶体的结构,环境相得性质、成 分温度、结晶取向等。
γ : γ
1
2
: γ
3
..... =
n :n
1
2
:
n
3
.....
(3)表面能极图的用途——求晶体的平衡形状 在表面能极图上每一点作出垂直于该点失径的平面,这些平面所 包围的最小体积就相似于晶体的平衡形状,即是说晶体的平衡形状相 似于表面能极图中体积最小的内接多面体。 表面能极图,如右图: 凹入点:能量较低的面,低指数面。 如图中B1、B2点。 一般来说,T=0K时,晶体的所有低 指数方向都是凹入点,但当温度较高时, 由于热涨落,许多凹入点消失,只有少数 存在。
n = n 1 A1 + n 2 A 2 + n 3 A 3
(3)
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you !
2、居里乌尔夫定理与表面能级图
(1)居里乌尔夫定理 在恒温恒压下,一定体积的晶体,与溶液或熔 体处于平衡态时,它所具有的形态(平衡形态)应使其 总的表面能最小:

或者:
Φ
=

A iγ
i
V
= const
∫∫ γ (n )dA
= min
(2)表面能极图——反应表面能与晶面取向 作法: 从原点O做出所有可能存在的晶面的法线,让其长 度存在:
从微观结构来看,只须考虑完整光滑突变界面、非完整光滑 突变界面、粗糙突变界面和扩张界面这四种界面。
二、光滑界面与粗糙界面
1、光滑界面:界面在微观上是光滑的,界面生有台阶,台阶 上有扭折,晶面沿法向生长是由于台阶沿界面的切向 运动,台阶切向运动是由于扭折沿台阶的运动,扭折 沿台阶运动是由 于流体原子进入扭折位置。 生长特征:不能连续地生长,呈层状生长,相当于奇异面。
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