北科-材料科学基础各章重点总结汇总(3)

对于三元恒压温度-成分相图，相图是三维的，三元系的最大的自由变数3。三变量平衡是单相平衡，在相图上占据一块体积。两变量平衡是两相平衡，在相图上是一对共轭面，这对共轭面夹着两相区。单变量平衡是三相平衡，在相图上是三根随温度而变化的单变量线，三根线两两组成三个面，这三个面围成三相区。根据三根单变量线在空间的相对位置，区分两类三相平衡：中间的单变量线比两侧的单变量线高，这是共晶型的三相平衡，反应相是中间单变量线的相，生成相是两侧的单变量线的相；相反，两侧的单变量线比中间的单变量线高，这是包晶型的三相平衡，反应相是两侧的单变量线的相，生成相是中间单变量线的相。零变量平衡是四相平衡，在相图上是一个温度平面上的四个成分点，这四个点连成的面是四相区。四相平衡中的任三个相也是平衡的，所以四相平衡平面和四个三相区连接，四个三相区在四相平面的相对位置不同，决定了三类不同的四相平衡：三个三相区在四相平面之上、一个三相区在四相平面之下，这是第一类四相平衡，反应相是在四相平面之上的三个三相区共有的相，其余的三个相是生成相；在四相平面之上下各有两个三相区，这是第二类四相平衡，反应相是在四相平面之上的两个三相区共有的相，其余的两个相是生成相；一个三相区在四相平面之上、三个三相区在四相平面之下，这是第三类四相平衡，反应相是在四相平面之上的三相区的三个相，余下的一个相是生成相。任何复杂的三元相图都是由这些类平衡的相区组合成的。除了两相平衡可以应用杠杆定律计算平衡向的相对两之外，对于三相平衡，也可以通过杠杆定律的两次操作计算三个平衡相的相对量。用杠杆定律两次操作之后获得直接计算三个平衡相的相对量的重心法则。同样，它也可以应用与非平衡状态。对于三元相图，更通用的是相图的等温截面、垂直界面、相图的投影图、某些相面的投影或等温线投影图。

相图是物质体系相平衡热力学关系的图形表示，它既以热力学为基础的，同时它也包含丰富的热力学信息。即可以根据热力学定律和有关热力学资料分析、预测计算相图，有可以从测量出的相图提取热力学数据。根据热力学第二定律，恒温恒压下体系中两相平衡的条件是：体系总吉布斯自

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由能处于最小值，或每一组元在各平衡相中的化学势相等。这是构造相图和计算相图的基础。首先根据实际溶体找出适当的超额吉布斯自由能的表达式，从热力学数据库或有关文献查找有关的热力学数据，例如点阵稳定参数、熔化熵、不同溶体模型的交互作用参数等，据此获得各相的吉布斯自由能表达式。利用它求出体系的总吉布斯自由能以及各相的化学势，通过数值方法可以计算给定温度下两相平衡的成分，从而构造合成相图。

各相的超额吉布斯自由能反映溶体偏离理想溶体的情况，即反映体系中组元的交互作用的情况，正因为这些交互作用，使实际的相图形貌多种多样。本章只介绍了比较简单的规则溶体模型，它的交互作用参数反映了两个组元倾向于结合或是分离，即使这样的简单溶体模型，也可以看到因各相的交互作用参数的相对大小和正负不同，从而得出形貌多样的相图。

当知道体系中各相的自由能与温度和成分的关系时，可以用作公切线的方法确定平衡相的成分，从而构造出该体系的相图。这种几何作图法求解相平衡成分虽然直观，但非常繁琐，对于多元系几乎无能为力。作为学习相图与自由能之间的关系以及了解相图一些拓扑关系，这种直观方法还是方便的。

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第六章 点缺陷和线缺陷

总结

所有工程材料都会存在缺陷，这些缺陷包括点缺陷、线缺陷和面缺陷和体缺陷等四类。虽然在材料中缺陷所占的体积分数不大，但是它们对材料的物理和化学性能有极大的影响。

点缺陷是热力学稳定的，它们的平衡浓度可以用分析内能个（焓）和构型熵随着点缺陷浓度变化的竞争结果来确定。点缺陷平衡浓度随温度上升而按指数上升，但是，即使在接近熔点，空位的平衡浓度也约为10-4左右，间隙原子的平衡浓度更低，几乎可以忽略不计。对于离子晶体，无论产生一个空位或是间隙原子都会带电，为了保持晶体的电中性，必会伴随产生一个反号的点缺陷。弗兰克缺陷和肖脱基缺陷是两类理想的能够是电性相互补偿的点缺陷。这些因为热平衡产生的禀性点缺陷是内禀点缺陷，如果离子晶体溶入的溶质的电价不同，为了保持晶体整体的电的中性必然会伴随产生点缺陷，这些缺陷是因为结构变化为保持电的中性而产生的，是非禀性的，称非禀性缺陷。

线缺陷包括位错和向错，它们都是非热力学平衡的。按照描述线缺陷的奇异本质和结构的沃特拉过程看，线缺陷的特征取决于线缺陷的几何位置t和割面两侧的相对位移D(r)。若D(r)只有刚性平移矢量b时，线缺陷是位错，b是位错的柏氏矢量；若D(r)只有刚性旋转分量ω时，线缺陷是向错。线缺陷引起的畸变很大，他们都是非平衡缺陷。在晶体中，向错引起的畸变如此之大，使得它难以在晶体中存在，但在液晶中向错却是常见的线缺陷。

位错的特征由它的柏氏矢量b和它的单位切线矢量t确定，柏氏矢量用柏氏回路定出，一个位错可以改变其特征，但它的b是不变的。位错在它的周围产生弹性应力场，从而产生弹性应变能Eel，应力场的性质以及应变能的大小取决晶体的弹性模量G和位错的b和t，但弹性能主要部分≈Gb2。位错的弹性应力场主要集中在位错附近，虽离开位错中心的距离迅速减小，定义位错两侧引起的位移差是最大值的一半的距离范围为位错宽度2ζ，一般金属的位错宽度也只有几个原子间距。到除了Eel外，位错还有核心区域的能量Ecore，它约为Eel的10%～15%。位错具有弹性应力场，所以它与一切其它的弹性应力场都有交互作用。例如：它与自身的应力场交互作用（位错线张力）、与外应力场（外应力场使位错受力）、与界面交互作用（受映像力）、与其它的位错交互作用（例如泰勒阻塞）、与点缺陷的交互作用（溶质原子气团）等。位错受力就有运动的倾向，位错运动分两类：不使晶体体积改变的保守运动（滑移）以及使晶体体积改变的非保守运动（主要部分是攀移）。位错滑移是晶体塑性变形的主要机制，位错的存在以及位错的容易滑移解释了实际晶体强度比理论强度低2～3个数量级的事实。位错滑动最低限度要克服晶格阻力-P-N阻力，P-N阻力的大小与晶体键合类型和晶体结构有关，键合越强，P-N阻力越大，在晶体的密排面并且柏氏矢量为密排方向平移矢量时，P-N阻力最低。位错攀移伴随有体积变化，为了保持晶体的连续性，必需通过物质输运（点缺陷的扩散）来补偿位错附近的体积变化，所以位错攀移速度是很慢的，它主要是一种高温过程。位错不仅在晶体成长过程以及随后的热过程就伴随产生，并且在加工过程还不断增值。最一般的增殖源是F-R源，位错源的增值使得晶体在加工变形后位错密度增长5～6个数量级。由于晶体变形过程位错的运动，使位错间产生交割、反应（可能产生不动位错）、塞积使晶体产生进一步加工的阻力。

在实际晶体中的稳定位错的柏氏矢量不是任意的，它大都是晶体的最短平移矢量，这种错称全位错。如果位错的柏氏矢量不是晶体的平移矢量，位错运动后必在位错扫过的面上留下层错，在特殊即层错能不高的情况下，这种位错可能存在，称不全位错或部分位错。在低层错能的f.c.c.和h.c.p.晶体中长存在部分位错。一个全位错分解为两个部分位错并在两个部分位错之间带着一片层错称扩展位错，位错经扩展后降低它运动的灵 …… 此处隐藏：3821字，全部文档内容请下载后查看。喜欢就下载吧 ……