无机材料科学基础相变

无机材料科学基础相变1第一页，共八十七页，编辑于2023年，星期三§8—1相变的分类

§8—1ClassificationofPhaseTransition2第二页，共八十七页，编辑于2023年，星期三一、按热力学分类------一级相变体系由一相变为另一相时，如两相的化学势相等但化学势的一级偏微商(一级导数)不相等的称为一级相变，即：3第三页，共八十七页，编辑于2023年，星期三一、按热力学分类----一级相变

µ1=µ2

（µ1/T）P≠（µ2/T）P

（µ1/P）T≠（µ2/P）T

由于（µ/T）P=-S；（µ/P）T=V，即Sl≠S2；Vl≠V2。因此在一级相变时熵(S)和体积(V)有不连续变化，如图8—l示。

特点：相变时有相变潜热，并伴随有体积改变。4第四页，共八十七页，编辑于2023年，星期三图8—l5第五页，共八十七页，编辑于2023年，星期三一、按热力学分类----二级相变相变时两相化学势相等，其一级偏微商也相等，但二级偏微商不等，即：

µ1=µ2

（µ1/T）P=（µ2/T）P

（µ1/P）T=（µ2/P）T6第六页，共八十七页，编辑于2023年，星期三一、按热力学分类----二级相变（2µ1/T2）P≠（2µ2/T2）P（2µ1/P2）T≠（µ2/P）T

（2µ1/TP）≠（2µ2/TP）

即µ1=µ2Sl≠S2；Vl≠V2Cp1≠Cp2β1≠β2α1≠α2式中β和α分别为等温压缩系数和等压膨胀系数。见图8-27第七页，共八十七页，编辑于2023年，星期三图8-28第八页，共八十七页，编辑于2023年，星期三一、按热力学分类----二级相变特点：无相变潜热，没有体积的不连续变化，只有热容量、热膨胀系数和压缩系数的不连续变化。9第九页，共八十七页，编辑于2023年，星期三一、按热力学分类----二级相变由于这类相变中热容随温度的变化在相变温度T0时趋于无穷大，因此可根据CP—T曲线具有形状而称二级相变为相变，其相变点可称点或居里点。见8-3图10第十页，共八十七页，编辑于2023年，星期三二、按相变方式分类成核—长大型相变（nucleation-growth）：是由程度大、但范围小的浓度起伏开始发生相变，并形成新相核心的相变；Spinodal分解（decomposition）：由程度小、范围广的浓度起伏连续地长大形成新相的相变。11第十一页，共八十七页，编辑于2023年，星期三三、按质点迁移特征分类

扩散型相变无扩散型相变：如马氏体转变。12第十二页，共八十七页，编辑于2023年，星期三四、马氏体(Martensite)

一个晶体在外加应力的作用下通过晶体的一个分立体积的剪切作用以极迅速的速率而进行相变称为马氏体转变。13第十三页，共八十七页，编辑于2023年，星期三四、马氏体(Martensite)

1．结晶学特征结晶学特征是相变后存在习性平面和晶面的定向关系。图8-4所示(A)为一四方形的母相—一奥氏体块。(B)是从母相中形成马氏体示意图。其中A1B1C1D1和A2B2C2D2这两个把母相奥氏体和转变相马氏体之间连接起来的平面称为习性平面。14第十四页，共八十七页，编辑于2023年，星期三图8—415第十五页，共八十七页，编辑于2023年，星期三图8—516第十六页，共八十七页，编辑于2023年，星期三图8—617第十七页，共八十七页，编辑于2023年，星期三四、马氏体(Martensite)

2．马氏体相变的另一特征是无扩散性的位移式相变，其相对位移不超过原子间距。4．马氏体相变没有一个特定的温度，而是在一个温度范围内进行的。3．马氏体相变速度极快，高达声速。18第十八页，共八十七页，编辑于2023年，星期三五、有序—无序转变随温度升降而出现低温有序和高温无序的可逆转变过程称为有序—无序转变。19第十九页，共八十七页，编辑于2023年，星期三五、有序—无序转变有序参数=（R-）/（R+）完全有序时为1，完全无序时为0。如：磁铁矿原子占据应该占据的位置数原子占据不应占据的位置数完全有序时为1，完全无序时为0。如：磁铁矿20第二十页，共八十七页，编辑于2023年，星期三图8-721第二十一页，共八十七页，编辑于2023年，星期三§8—2液—固相变过程热力学§8—2ThermodynamicsofLiquid-solidTransition22第二十二页，共八十七页，编辑于2023年，星期三一、相变过程的不平衡状态及亚稳区亚稳区：理论上应发生相变而实际上不能发生相转变的区域(如所示的阴影区)。需过冷、过饱和才能相变。见图8-823第二十三页，共八十七页，编辑于2023年，星期三图8—824第二十四页，共八十七页，编辑于2023年，星期三二、相变过程推动力总的推动力：相变过程前后自由能的差值25第二十五页，共八十七页，编辑于2023年，星期三二、相变过程推动力---相变过程的温度条件

在等温等压下，ΔG=ΔH-TΔS在平衡条件下，ΔG＝0，则ΔS=ΔH/T0

相变的平衡温度相变热在任意一温度的不平衡条件下，则有ΔG=ΔH-TΔS≠0

若ΔH与ΔS不随温度而变化，ΔG=ΔH-TΔH/T0=ΔH（T0-T）/T0=ΔHΔT/T026第二十六页，共八十七页，编辑于2023年，星期三二、相变过程推动力---相变过程的温度条件

ΔH<O，要使ΔG<0，须有ΔT>O，T<T0,过冷；相变过程吸热ΔH>O，要使ΔG<0，须有ΔT<O，T>T0,过热。因此相平衡理论温度与系统实际温度之差即为该相变过程的推动力。27第二十七页，共八十七页，编辑于2023年，星期三二、相变过程推动力--相变过程的压力和浓度条件1、气相，恒温下ΔG=RTlnP0/P欲使ΔG<0，须P>P0

即汽相过饱和。2、溶液,ΔG=RTlnC0/C欲使ΔG<0，须C>C0

即液相过饱和。综上所述，相变过程的推动力应为过冷度、过饱和浓度、过饱和蒸汽压。即相变时系统温度、浓度和压力与相平衡时温度、浓度和压力之差值。28第二十八页，共八十七页，编辑于2023年，星期三三、晶核（nucleus）形成条件当一个熔体(熔液)冷却发生相转变时，则系统由一相变成两相，这就使体系在能量上出现两个变化，一是系统中一部分原子(离子)从高自由能状态(例如液态)转变为低自由能的另一状态(例如晶态)，这就使系统的自由能减少(ΔG1)；另一是由于产生新相，形成了新的界面(例如固—液界面)，这就需要作功，从而使系统的自由能增加(ΔG2)。因此系统在整个相变过程中自由能的变化(ΔG)应为此两项的代数和。29第二十九页，共八十七页，编辑于2023年，星期三三、晶核（nucleus）形成条件

ΔG＝ΔGl+ΔG2＝VΔGv+Aγ新相的体积单位体积中旧相和新相之间的自由能之差新相总表面积新相界面能30第三十页，共八十七页，编辑于2023年，星期三三、晶核（nucleus）形成条件

若假设生成的新相晶胚呈球形，则ΔG=4/3πr3·n·ΔGv+4πr2·nγ球形晶胚半径单位体积中半径r的晶胚数31第三十一页，共八十七页，编辑于2023年，星期三三、晶核（nucleus）形成条件ΔG=4/3πr3·n·ΔHΔT/T0+4πr2·nγ图8-9见表示ΔG与晶胚半径r的关系32第三十二页，共八十七页，编辑于2023年，星期三图8—933第三十三页，共八十七页，编辑于2023年，星期三三、晶核（nucleus）形成条件

RK=-2γT0/ΔHΔT=2γ/ΔGV由此得出：1．rk愈小，新相愈易形成。2．因为γ、T0均为正值，析晶放热过程ΔH<0，所以ΔT>0。3．降低γ、增加ΔH均有利于析晶。34第三十四页，共八十七页，编辑于2023年，星期三三、晶核（nucleus）形成条件

4．相应于rk时的自由能变化为：ΔGk=32πnγ3/3ΔGV2+16πnγ3/ΔGV2=1/3（16πnγ3/ΔGV2）

=1/3Akγ5、达rk晶胚数目：nk=nexp（-ΔGk/RT）35第三十五页，共八十七页，编辑于2023年，星期三§8—3液—固相变过程动力学§8—3DynamicsofLiquid-splidTransition36第三十六页，共八十七页，编辑于2023年，星期三一、晶核形成过程动力学

1、均匀成核（homogeneousnucleation）

晶核从均匀的单相熔体中产生的过程。Iυ=υnink临界晶核周界上的原子或分子数成核速率，指单位时间、单位体积中所生成的晶核数目，其单位通常是晶核个数秒·厘米3

单个原子或分子同临界晶核碰撞的频率37第三十七页，共八十七页，编辑于2023年，星期三1、均匀成核（homogeneousnucleation）

碰撞频率υ表示为：

υ=υ0exp(-ΔGm／RT)原子或分子的跃迁频率原子或分子跃迁新旧界面的迁移活化能38第三十八页，共八十七页，编辑于2023年，星期三一、晶核形成过程动力学

--均匀成核（homogeneousnucleation）成核速率可以写成：Iυ=υ0ninexp(-ΔGk／RT)exp(-ΔGm／RT)=Bexp(-ΔGk／RT)exp(-ΔGm／RT)=P·D受原子扩散影响的成核率因子常数受核化位垒影响的成核率因子39第三十九页，共八十七页，编辑于2023年，星期三1、均匀成核（homogeneousnucleation），只有在合适的过冷度下，Iυ有最大值。见图8-1040第四十页，共八十七页，编辑于2023年，星期三图8—1041第四十一页，共八十七页，编辑于2023年，星期三2、非均匀成核（heterogeneousnucleation）

非均匀成核是指借助于表面、界面、微粒裂纹、器壁以及各种催化位置等而形成晶核的过程。42第四十二页，共八十七页，编辑于2023年，星期三2、非均匀成核（heterogeneousnucleation）

成核位垒为：ΔGk*=ΔGk·f（θ）

非均匀成核时自由能变化(临界成核位垒)均匀成核时自由能变化f（θ）=(2+cosθ)(1-cosθ)2/443第四十三页，共八十七页，编辑于2023年，星期三图8-1144第四十四页，共八十七页，编辑于2023年，星期三2、非均匀成核（heterogeneousnucleation）

可见，在成核基体上形成晶核时，成核位垒应随着接触角的减小而下降。若θ＝180º，则ΔGk*=ΔGk

；若θ＝90º则ΔGk*=1/2ΔGk若θ＝0º，则ΔGk*=0；45第四十五页，共八十七页，编辑于2023年，星期三2、非均匀成核（heterogeneousnucleation）

非均匀晶核形成速率为：IS=BSexp(-ΔGk*／RT)exp(-ΔGm／RT)46第四十六页，共八十七页，编辑于2023年，星期三二、晶体生长过程(crystalgrowthprocess)动力学表示析晶时液—固界面的能垒图。见图8-1247第四十七页，共八十七页，编辑于2023年，星期三图8—1248第四十八页，共八十七页，编辑于2023年，星期三二、晶体生长过程(crystalgrowthprocess)动力学质点由液相向固相迁移的速率：

QL→S=υ0nexp(-q／RT)从固相到液相的迁移率应为：

QS→L=υ0nexp[(-ΔG+q)／RT]粒子从液相到固相的净速率为：Q=QL→S-QS→L=υ0nexp(-q／RT)[1-exp(-ΔG／RT)49第四十九页，共八十七页，编辑于2023年，星期三λ为界面层厚度，约为分子直径大小二、晶体生长过程(crystalgrowthprocess)动力学晶体生长速率（u）是以单位时间内晶体长大的线性长度来表示的，因此也称为线性生长速率。u=Qλ=λυ0nexp(-q／RT)[1-exp(-ΔG／RT)]=Bυ[1-exp(-ΔHΔT／RTT0)]50第五十页，共八十七页，编辑于2023年，星期三二、晶体生长过程(crystalgrowthprocess)动力学1、当过程接近平衡时，T→T0，ΔG<<RT，近似得：

uBυΔHΔT／RTT0BυΔHΔT／RT02

此时晶体生长速率与过冷度ΔT成线性关系。51第五十一页，共八十七页，编辑于2023年，星期三二、晶体生长过程(crystalgrowthprocess)动力学2、过程远离平衡，即T<<To时，则ΔG>>RT，uBυ即此时晶体生长速率达到了极限值。52第五十二页，共八十七页，编辑于2023年，星期三二、晶体生长过程(crystalgrowthprocess)动力学晶体生长速率与过冷度关系图，如所示：图8—13

53第五十三页，共八十七页，编辑于2023年，星期三图8—1354第五十四页，共八十七页，编辑于2023年，星期三二、晶体生长过程(crystalgrowthprocess)动力学开始时它随着过冷度增加而增加，并成直线关系增至最大值后，生长速率下降。这与的晶核形成速率与过冷度的关系相似，只是其最大值较晶核形成速率的最大值对应的过冷度更小而已。图8—1055第五十五页，共八十七页，编辑于2023年，星期三图8—1056第五十六页，共八十七页，编辑于2023年，星期三三、总的结晶速率总的结晶速度常用结晶过程中已经结晶出晶体体积占原来液体体积的分数和结晶时间的关系来表示。57第五十七页，共八十七页，编辑于2023年，星期三三、总的结晶速率假如将一物相快速冷却到与它平衡的新相的稳定区，并将维持一定的时间t，则生成新相的体积为V，原始相余下的体积为V相→相

t＝0V0t＝

V

＝V-VV58第五十八页，共八十七页，编辑于2023年，星期三三、总的结晶速率在dt时间内形成新相的粒子数N，为：N＝IυV

dt形成新相核的速度，即单位时间、单位体积内形成新相的颗粒数。59第五十九页，共八十七页，编辑于2023年，星期三三、总的结晶速率在dt时间内，新相形成的体积dV等于在dt内形成新相的颗粒数N与一个新相颗粒体积V的乘积，即：

dV＝V·N60第六十页，共八十七页，编辑于2023年，星期三三、总的结晶速率dV＝V·N经过t时间：V=4/3πr3=4/3π（ut）3则dV＝V·N=4/3πu3t3IυV

dt相变初期V

VdV4/3πu3t3IυVdt61第六十一页，共八十七页，编辑于2023年，星期三三、总的结晶速率在t时间内产生新相的体积分数为：

V/V=4/3π0tIυu3t3dt相变初期：

V/V=4/3πIυu30tt3dt=1/3πIυu3t4阿弗拉米(M．Avrami)校正得：

V/V=1-exp（-1/3πu3t4Iυ）62第六十二页，共八十七页，编辑于2023年，星期三三、总的结晶速率克拉斯汀(1．W．Christion)进一步修正得：

V/V=1-exp（-Ktn）通常称为阿弗拉米指数是包括新相核形成速率及新相的生长速度的系数63第六十三页，共八十七页，编辑于2023年，星期三四、析晶过程（devitrificationprocess）析晶过程是由晶核形成过程和晶粒长大过程所共同构成的。这两个过程都各自需要有适当的过冷却程度。64第六十四页，共八十七页，编辑于2023年，星期三四、析晶过程（devitrificationprocess）从图中可以看出：65第六十五页，共八十七页，编辑于2023年，星期三四、析晶过程（devitrificationprocess）1、过冷度过大或过小对成核与生长速率均不利，只有在一定过冷度下才能有最大成核和生长速率。66第六十六页，共八十七页，编辑于2023年，星期三四、析晶过程（devitrificationprocess）2、两侧阴影区是亚稳区。高温亚稳区，无晶核；低温压稳区，晶体生长停止。67第六十七页，共八十七页，编辑于2023年，星期三四、析晶过程（devitrificationprocess）3、成核速率与晶体生长速率两曲线的重叠区通常称为“析晶区”。若ΔT大，控制在成核率较大处析晶，易得晶粒多而尺寸小的细晶；若ΔT小，控制在生长速率较大处析晶则容易获得晶粒少而尺寸大的粗晶；68第六十八页，共八十七页，编辑于2023年，星期三四、析晶过程（devitrificationprocess）如果成核与生长两曲线完全分开而不重叠，则无析晶区，该熔体易形成玻璃而不易析晶；若要使其在一定过冷度下析晶，一般采用移动成核曲线的位置，使它向生长曲线靠拢。可以用加人适当的核化剂，使成核位垒降低，用非均匀成核代替均匀成核。使两曲线重叠而容易析晶。要使自发析晶能力大的熔体形成玻璃，采取增加冷却速度以迅速越过析晶区的方法，使熔体来不及析晶而玻璃化。69第六十九页，共八十七页，编辑于2023年，星期三五、影响析晶（devitrification）能力的因素1、熔体组成相界线、低共熔点附近，不易析晶。70第七十页，共八十七页，编辑于2023年，星期三五、影响析晶（devitrification）能力的因素2．熔体的结构(1)熔体结构网络的断裂程度。网络断裂愈多，熔体愈易析晶。能修补网络的降低析晶趋势。见。(3)添加中间体熔体析晶能力减弱。(2)电场强度较大的网络变性体离子，容易积聚析晶。表8-271第七十一页，共八十七页，编辑于2023年，星期三五、影响析晶（devitrification）能力的因素玻璃成分SiO2Na2O2SiO2Na2OSiO22Na2OSiO2R=O/Si22.534相应晶体结构状态骨架层状链状岛状结晶能力难易析晶，保温1h表面结晶极易结晶，保温1h全析晶不成玻璃表8—2Na2O-SiO2系统熔体的析晶能力72第七十二页，共八十七页，编辑于2023年，星期三五、影响析晶（devitrification）能力的因素3．界面情况存在两相界面如分相、气泡等，析晶容易。

4．外加剂73第七十三页，共八十七页，编辑于2023年，星期三§8—4液一液相变过程§8—4Dynamicsof

Liquid-LiquidTransition74第七十四页，共八十七页，编辑于2023年，星期三一、液相的不混溶现象(玻璃的分相)

（immiscibility）一个均匀的玻璃相在一定的温度和组成范围内有可能分成两个互不溶解或部分溶解的玻璃相(或液相)，并相互共存的现象称为玻璃的分相(或称液相不混溶现象)。75第七十五页，共八十七页，编辑于2023年，星期三一、液相的不混溶现象(玻璃的分相)

（immiscibility）1、稳定不混溶区（stableimmiscibility）液相线以上出现的相分离现象，不能形成玻璃。见图8-1676第七十六页，共八十七页，编辑于2023年，星期三1、稳定不混溶区（stableimmiscibility）77第七十七页，共八十七页，编辑于2023年，星期三2、介稳（metastable）不混溶区在S形液相线以下。该区又分为两部分。(1)亚稳定区(成核—生长区)。如图8-17中有剖面线的区域①区。（2G/C2）T、P>0，均匀的溶液对微小的组成波动是介稳的，需要一定的波动克服热力学势垒，才能分相，使系统自由焓降低。分相形态为斗状或孤立液滴状。78第七十八页，共八十七页，编辑于2023年，星期三一、液相的不混溶现象(玻璃的分相)（immiscibility）79第七十九页，共八十七页，编辑于2023年，星期三一、液相的不混溶现象(玻璃的分相)（immiscibility）80第八十页，共八十七页，编辑于2023年，星期三(2)不稳区（旋节分解区，Spinodale）。如图8-17中②区。（2G/C2）T、P<0，系统对微小的组成波动是不稳的，分相时不需要克服势垒。分相形态为斗蠕虫状或连通状。两种不混溶区的浓度剖面示意如所示。图