材料科学基础第五讲--邱东学长--相图热力学、界面

1、材料人清华专业课辅导5，7 2015年6月材料人微信公共号材料人官方QQ：97482208考研学院微信公众号材料人考研学院官方QQ： 3129115541 欢迎加入我们！第五章 材料热力学5.2 热力学第一第二定律5.3 纯金属吉布斯自由能和凝固热力学5.4 合金相热力学5.5 相平衡热力学5.6 相图热力学5.7 晶体缺陷热力学5.8 相变热力学5.2 热力学第一第二定律热力学第一定律（first law of thermodynamics)：封闭系统 U=Q+W第二定律：隔离系统 S 0熵的含义：材料微观粒子的几何分布，以及粒子运动形 式的分布，即能量单元分布的贡献。玻尔兹曼K公式：S=K

2、lnW W为热力学几率（组成 某宏观系统时可能出现的微观状态数目）5.2 热力学第一第二定律影响熵的因素： （a）熵随温度升高而增大 （b）熵随体积增大而增大 （c）同种物质聚集状态不同，熵值也不同。 （d）相同原子组成的分子所含原子数目越多，其熵就越大ClausiusClapeyron方程：5.2 热力学第一第二定律G=H-TSG 0 最小自由能原理：恒温恒压条件，任何系统中唯 有使系统G减小的过程才能自发进行，当G 达到最小值时系统就达到平衡状态。 化学位 ：化学位代表系统内物质传递的驱动力。 如果组元在各项中化学位相等，就没有物质 迁移现象，系统处于平衡状态。5.3 纯金属吉布斯自由能吉

3、布斯自由能微分式：dG=-SdT+Vdp+idni纯金属是单组元系，没有成分变化，吉布斯自由能主要随温度变化。由于自由能随温度变化的不同规律导致同素异构或多型性转变，在材料领域具有普遍意义。纯金属参与转变有液固两相 液相吉布斯自由能：GL=HL-TSL 固相吉布斯自由能：GS=HS-TSS5.3 纯金属吉布斯自由能5.3 纯金属吉布斯自由能5.3 纯金属吉布斯自由能随温度升高，吉布斯自由能下降。但变化的斜率对固液相不同。5.3 纯金属吉布斯自由能之上的分析可知，纯组元在不同温度下平衡存在的相的状态和发生转变的方向。Tm之上液态的自由能低即SL G=GL-GS0自发的向液态转化，即熔化。Tm之下

4、固态的自由能低即LS G=GS-GL0自发的向固态转化，即凝固。5.3 凝固热力学 由液、固相吉布斯自由能变化曲线还可以给出凝固转变的驱动力。纯金属液-固转变驱动力G取决于过冷度T。过冷度大，转变驱动力就大。5.4 合金相热力学二组元固溶体相的吉布斯自由能: Gs=G0+ Hm-T Sm由三部分组成:(1)混合前机械集合状态的吉布斯自由能G0。 G0=xAGA+xBGB(2)混合熵引起吉布斯自由能变化 -T Sm=RT（xAlnxA+xBlnxB）(3)混合焓引起吉布斯自由能变化 Hm=xAxB =NaZ 5.4 合金相热力学三种类型固溶体吉布斯自由能成分曲线=0=0Hm=05.4 合金相热力

5、学三种类型固溶体吉布斯自由能成分曲线0 0 Hm0 0 Hm05.4 合金相热力学多相合金的吉布斯自由能：某一温度时，两相 合金的自由能与两组成相的自由能在同一 条直线上，数值为代表这个合金成分的垂 线与上述直线的交点决定。5.5 相平衡热力学相平衡条件：合金系中，多相平衡的条件是每 一组元在共存的各相中的化学势都必须相 等。即在k组元含有p个相的体系中，等温 等压的化学平衡条件如下5.5 相平衡热力学5.5 相平衡热力学公切线法则：二元合金中、两相的自由能对浓度变化的斜率相等，做两相自由能曲线的公切线，满足了多相平衡条件，而且切点成分表示两平衡相的成分。5.6 相图热力学运用吉布斯自由能成分

6、曲线绘制相图：计算法绘制相图：通过计算不同温度下平衡的两相成分，可以绘出平衡相图中的固液相线。5.6 相图热力学运用吉布斯自由能成分曲线绘制相图：5.6 相图热力学运用吉布斯自由能成分曲线绘制相图：5.6 晶体缺陷热力学空位的热力学分析位错的热力学分析界面的热力学分析点缺陷的平衡浓度表达式（计算空位形成能）位错的分解和合成：能量判据Al合金时效为什么先析出亚稳相？5.6 相变热力学5.6 相变热力学5.6 相变热力学5.6 相变热力学5.6 相变热力学5.6 相变热力学5.6 相变热力学第七章 界面7.2 界面类型和结构7.3 界面偏聚7.4 界面迁移7.5 界面能及其测量7.6 界面与组织形

7、貌7.2 界面的类型和结构晶界分类按界面两边物质状态分类表面固汽固液粗糙光滑晶界、亚晶界相界二维晶体几何自由度为2，三维晶体需要5个自由度。对称的亚晶界需要1个自由度，不对称的亚晶界需要2个自由度。7.2 界面的类型和结构晶界分类界面两边晶体取向差角度分类小角界面：晶体取向差小于10度。界面由位错组成，刃型位错组成的叫倾侧晶界；螺位错组成的叫扭转界面。大角晶界：相邻晶体位相差大于10。重合位置点阵模型结构单元或重复部分模型7.2 界面的类型和结构7.2 界面的类型和结构扭转晶界：两晶体绕轴旋转相差角的螺形位错网络组成7.2 界面的类型和结构晶界分类界面上原子排列情况和吻合程度分类共格晶面（0.

8、05）：界面两侧为两相，界面上原子同时处于两相晶格的结点上，或者两相晶格结点的原子在界面处相互吻合。半共格界面（0.050.25）：界面处吻合的两相原子排列相近，但原子间距差别大，两相原子在界面处不能全部吻合，形成共格界面，而是部分吻合形成共格区，不吻合处形成刃位错复杂半共格界面：引入位错再加入单原子结构台阶，以增大界面的共格程度非共格界面（0.050.25） ：两侧晶体结构和原子间距相差很大，界面原子混乱、无序，不相吻合，形成非共格界面。即大角度界面7.3 界面偏聚晶界偏聚平衡偏聚平衡条件下由于溶质与溶剂原子尺寸相差很大，溶质原子在晶内、晶界的畸变能差很大 ，造成溶质原子在晶界富集。如Cu-

9、1%Sn合金：Sn的偏聚，Sn的原子半径比Cu大9%，发生严重的点阵畸变。当Sn处于晶界时畸变能明显降低。7.3 界面偏聚晶界偏聚平衡偏聚公式C：晶界上溶质原子浓度C0：晶内溶质原子浓度E：晶界、晶内能量差影响晶界偏聚的因素 （1）晶内溶质浓度C0 （2）温度T （3）畸变能差E和最大固溶度Cm （4）溶质元素引起界面能的变化7.3 界面偏聚晶界偏聚非平衡偏聚 由于空位的存在，促使溶质原子向晶界迁移的偏聚，辐射或加热时产生大量空位在冷却时向晶界迁移并消失，同时拖着溶质原子运动，溶质原子在晶界富集。非平衡偏聚特点： （1）偏聚范围大，在晶界上形成一定的宽度偏聚带 （2）非平衡偏聚在适当冷却速度下发生。 （3）一定冷速下，淬火温度升高，由于空位增多，偏聚及贫化宽度增加。7.4 界面迁移界面迁移 界面迁移实际是相邻原子运动的结果，界面迁移与原子运动方向相反，速度相同，V界=-V原v界=Mp迁移率驱动力驱动力7.4 界面迁移界面迁移驱动力的来源 （1）变形储能：变形储能越大，与无畸变部分相邻界面迁移的驱动力就越大，其迁移速度也越大。冷变形金属在再结晶退火中核心的形成和长大即以变形储能为驱动力。 （2）界面曲率：7.4 界面迁移7.4 界面迁移7.4 界面迁移7.5 界面与组织形貌分析三叉结点的平衡：界面能相近，则单相多晶体平衡时晶界应交成三叉结点，其