1-4新相的长大

1．半共格界面的迁移（无扩散相变）
（1）成分不变协同型转变长大 半共格界面界面能较低，晶核长大通过母
相一侧原子的切变进行，即大量原子有 规则的沿某一方向作小于一个原子间距 的迁移。如马氏体转变，在抛光试样表 面产生倾动。新相与母相成分相同，又 称为成分不变协同型转变
依靠半共格界面上的位错运动而使界面移 动。（台阶式长大）
动结果将导致一个相长大，另一相缩小。
2．非共格界面的非协同型转变的长大 （扩散型转变）
新相和母相呈非共格界面时，界面处原子排 列紊乱，为不规则排列的过渡薄层。这种界 面可在任何位置接受原子和输出原子，界面 上单个原子几乎随机地跳跃过界面，其摆脱 母相跃到新相所需的额外能量由热激活提供， 因此该种迁移对温度非常敏感。随母相原子 不断地向新相个转移，界面本身则作法向迁 移，新相连续长大。
§1-4 新相的长大规律
固态相变中新相的长大是通过新相与母 相的相界面的迁移进行的。新相与母相 的成分有时相同，有时不同；
新相长大分为多种类型，有协同型转变 和非协同型转变；扩散控制和界面控制； 连续长大和台阶机制长大等。
固态相变是相界面移动的过程，首先观 察一下某些相界面的结构特点。
SiC晶格、晶界高分辨像
3.新相长大速度
无扩散型相变不需原子扩散，新相长大激 活能为零，长大速度很高，不予讨论。
非扩散型相变分新相形成时无成分变化和 有成分变化两种类型，前者界面上原子作 近程扩散，后者溶质原子需作长程扩散。
１）无成分变化的新相长大 （界面附近的原子做近距离的扩散 而长大）
设母相为γ，新相为α ,如图可见,原子由 γ相转移到α相时需要越过一个位垒Δg， 而由 α相转移到γ相时，则需要越过 （ Δg +ΔGγ→α）位垒。 Δg为激活能， ΔGγ→α是两相自由能差。
原子越过界面时自由焓变化
单位时间内单位界面净转移原子频率为‫ע‬
‫ע‬为原子从γ相转移到α相的净转移频率，原 子跳一次的距离为λ，单位时间内α相的长 大速度为
µ=λ‫ =ע‬λ‫ע‬0exp(-Δg/kT)[1-exp(-ΔGγ→α/kT)] 过冷度很小时,ΔGγ→α→0, 则µ=λ ‫ע‬0 /k(ΔGγ→α /T)exp(-Δg/kT),即新相的长
平界面
阶梯界面
界面
法向
晶核一台阶方式长大示意图
依靠界面位错的滑移而长大的举例
在密排点阵中，fcc点阵的密排面上，堆垛顺 序为 ABCABC；hcp点阵的密排面上，堆垛顺 序为ABABAB。实际晶体中有堆垛层错，层错 的边缘有位错，如图1－16，每隔二层密排面 就有一个Shockley位错，一系列Shockley位 错组成界面，界面左侧为fcc点阵，右侧为hcp 点阵。因为Shockley位错可以沿（111）γ面 上的[112]γ方向滑动，由一系列Shockley位 错组成的界面也将随位错的滑动而发生迁移， 这样的界面称为可滑动界面。可滑动界面的移
新相生长过程中溶质原子的浓度分布
新相长大速度数学表达式
µ=dx/dt=D/|Cγ-Cα|(∂Cγ/∂x)x0 D:扩散系数，随温度的下降急剧减小， (∂Cγ/∂x)x0相界面附近母相中的浓度梯
度，所以µ值随温度下降而降低。温度 不变时，因 (∂Cγ/∂x)x0的值随晶核长 大而不断降低，µ值将随时间而变化。
半共格界面的可能结构有两种。图（a） 为平界面，刃型位错的柏氏矢量b沿界面方 向移动，位错不能通过滑移而必须攀移才 能跟随界面移动。但是，平界面位错攀移 困难，晶核长大困难。
（b）为阶梯界面：位错的柏氏矢量b与界 面成一角度，则在界面法线方向是可以滑 移的，这种位错的滑移运动使台阶跨过界 面侧向迁移，而使晶界沿其法线方向发展， 从而使新相长大。如图（c）
大速度随温度的降低而增大;
过冷度很大时, µ=λ ‫ע‬0 exp(-Δg/kT),即新相的长大 速度随温度的降低而呈指数函数减小。
生长速度与温度的关系
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有成分变化的新相长大
新相和母相的成分不同时，新相的生长 需要通过溶质原子的远程扩散，共长大 速度受扩散控制。生成新相时的成分变 化有两种情况，一种是新相溶质浓度Cα 低于母相C∞ ，一种是新相溶质原子浓度 Cα高于母相C∞ ，在相界处母相与新相之 间有一平衡浓度Cα和Cγ ，大小由相图 决定。