相变与位错及扩散.pptVIP

* 原子的扩散是相邻两原子直接对调位置。由于原子差不多是刚性的球体，所以这对原子交换位置时，它们近邻的原子都必须后退以让出适当的空间。对调完毕，那些原子才或多或少地恢复到原来的位 置。这样的过程，势必使交换原子附近的晶格发生强烈畸变，消耗的能量很大。因此，一般来说，这种机制很 难出现。 交换机制 * 间隙扩散是扩散原子在晶格间隙位置之间跃迁而导致的扩散。间隙中的原子可以是由于形成填隙式固溶体而存在，碳溶在α-铁中是常见的例子。在 这类情况下，溶质原子常常比溶剂原子小得多;另一类 填隙原子是替代式固溶体或纯金属由于冷加工或辐照等原因，使其中某些原子离开正常位置而进入间隙所造成 (即形成弗伦克尔缺陷)。 间隙机制 * 从热力学观点来看，在绝对温度零度以上的任何温度下，晶格中总会存在一些空位，因为它们在晶格中紊乱分布可以使嫡增加。比如氯化银在熔点附近时，空位数目约占2%。如果一个原子落在空位的旁边，它就可能跳进空位中，使这原子原来的位置变成空位，另外的邻近原子也可以占领这个新形成的空位，使空位继续运动，这就是空位机制扩散。 空位机制 * 可以这样说，交换机制、间隙机制和空位机制是3个最基本的机制，其他的机制都是它们的推广。推广的 机制不少，比如环形机制，推填子机制、挤列机制、空位对机制、填隙一空位机制等。 一个设想的机制能否成立，要看用它来计算扩散激活能的结果是否和实验值符合。 * 例如 一组肖克莱部分位错构成fcc结构与hcp结构间的一个可滑动的半共格界面 取向关系 * 热激活长大 界面推移靠单个原子随机地独立地跳越界面而进行。需要克服一位垒。界面迁动速度对温度非常敏感。 * 另一模式 “台阶”长大机制 AB、CD和EF是不易迁移的共格界面，BC、DE面是非共格的长大台阶，台阶面上接纳原子比共格宽面上容易。原子加入台阶使台阶侧向移动。界面覆盖后，沿法线方向推移了1个台阶厚度。继续长大需要出现新的台阶。新台阶靠在宽面上以非均匀形核方式形成。台阶机制长大由共格宽面上形核产生新台阶的过程所控制。 例：Al-Mg2Si * 不同类型界面过程控制的关系 一般来说，在驱动力足够高的情况下，所有类型的界面均可以连续生长，驱动力小于某个临界值时需要以台阶机制生长。对于结构非常漫散的界面（例如大角度界面），这个临界驱动力很低，以致几乎在所有条件下都是连续生长；而对于结构非常陡的界面（例如共格界面），临界驱动力太高，以致几乎都是台阶式生长。 * 合金脱溶 脱溶现象：当一个合金在高温时是单相，冷却到低温时变成不稳定的过饱和固溶体，它将会脱溶分解。 研究意义： 脱溶会以不同方式；连续式的可强化合金，不连续时使性能变坏。在合金实际脱溶过程中，由于析出的平衡相的结构通常和基体有较大差异，所以往往并不是一开始就析出平衡相，而是先析出一些形核位垒比较低的过渡相，最后才析出平衡相。 * 脱溶贯序 合金脱溶时遵循一定的脱溶贯序。脱溶合金析出的早期产物及过渡相往往与母相是共格和半共格的，通常利用这些弥散析出物使合金硬化，发展成所谓时效硬化合金。 典型合金：4%的Al-Cu合金。 脱溶贯序 母相a0 a1+GP区 a2+ ?’’ a3+?’ a4+ ? 这些产物无法在金相显微镜下观察到，在1938年由Guinier和Preston分别独立地借助于X射线衍射条纹检测到的，所以称这类产物为GP区。 * 位错基本概念 理论切变强度的估算假设能量曲线是正弦形式。这样，要使原子面相对切开所需要的切应力为： 在弹性变形范围，应力和应变服 从胡克定律： m是拉梅系数，对各向同性弹性体，它等于切变模量G，?是切应变。 ?可以近似为x/a，上式变成： 即 * 晶体的实际强度和理论计算的强度相差几个数晶体的实际强度和理论计算的强度相差几个数量级，人们就设想晶体中一定存在某种缺陷，由于它的存在和它的运动引起晶体的晶体的永久变形。 晶体变形的宏观现象： ①形变的晶体学性（即晶体在固定的晶面和晶向滑移）； ②形变的不均匀性和不连续性，即变形不是在整个晶体各处发生； ③形变滑移的传播性，形变时，观察到滑移线（带）是从无到有，由浅到深，由短到长（即），数目由少到多；④滑移服从临界分切应力定律（以后会介绍，对于体心立方晶体，会发生例外） ⑤温度对临界分切应力有显著的影响，等等。 * 设想的缺陷引入晶体必设想的缺陷引入晶体必需要： ①它的晶体学要素不依赖于外加力的大小，而由晶体学本身确定。由它运动导致的变形不破坏晶体结构，只是原子间的相对运动。所以引入的缺陷不是完全无规而是有晶体学特性的； ②它能解释变形的不均匀性，即能说明它的结构敏