北科-材料科学基础各章重点总结汇总(5)

转变动力学指转变过程中转变量与时间的关系。恒温转变的动力学方程形式是Avrami方程形式X=1 exp( Btn)，方程中的指数n的值因核心形状以及形核率随时间变化的情况而定。把每个温度下的恒温转变的起始时间连接以及终了时间连接得到恒温转变动力学曲线，因为在某个过冷度转变的速度最快，所以动力学曲线是C形状的。

转变形成的新相有时不是稳定相而是亚稳相，这是因为有时形成亚稳相的形核驱动力比形成稳定相的形核驱动力还大，形核的动力学条件更优越。亚稳相最终会转变为平衡相，亚稳相能够存在多久，由相变的动力学条件决定。

一个分散的第二相粒子系统，由于分散的第二相粒子使系统具有很高的总界面能，此时系统仍不是稳定的，由小颗粒溶解、大颗粒长大的方式粗化以降低系统的自由能，这过程称作Ostwald熟化。

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第十一章 凝固

总结

凝固包括结晶过程和形成半晶态或非晶态固相的过程。与固态转变大的差异是形核阻力中不需考虑应变能的影响，这样，凝固过程相对简单一些。

单相固溶体的凝固过程及最终组织主要受反映材料本身性质（如组元交互作用、扩散系数、结构及键性等）的内因影响和冷速、散热条件等外因的影响。经单向凝固的过程简化，液态完全均匀化和仅有扩散时的溶质分布定量表达式是最基本的成分变化定量描述式。凝固界面是否稳定是最终组织形成的关键。纯金属的固液界面只有在负的温度梯度下才会失稳，而合金在‘组成过冷’的影响下，即使在正的温度梯度下也会失稳。失稳的出现造成固液界面的形貌有平界面向胞状界面、胞状枝晶界面、枝晶状界面发展，生长方式也由定向生长向自由生长过渡。组成过冷出现与否的判据清楚地给出了内、外因素影响的相互关系。图11-22的GL、R关系是外界因素对凝固界面形貌、生长方式及最终组织的很好的总结。铸锭过程可用三个不均匀性全面综合，即组织的不均匀性（三个晶区）、成分的不均匀性（偏析）和物理不均匀性（缩孔或疏松，气泡）。也是一个应用基本理论制备、控制所期望工件组织的实例。

共晶（共析）过程最引人注意的应是其协调生长的特点。随共晶两相本身性质上的差异（金属？非金属？），会出现很多种共晶组织形貌；第三组元和冷却条件更加重了组织变化的倾向。一个重要而在学习中遇到问题较多的是：共晶相图、自由能-成分曲线、片状组织局部成分对应关系。共晶生长时的桥接机制、共晶团大小的控制因素、离异共晶、伪共晶、生长速度（与过冷的关系）是的主要内容。

玻璃的形成是从液态冷却时避开结晶而玻璃的晶化是不稳定的玻璃态加热保温重新结晶，它们是相反的过程，越容易形成玻璃的系统，则晶化的过程越慢。玻璃材料从液态结晶的规律与一般材料的相同，但是，由于液态的粘度比较大，使得扩散比一般材料慢，液态原子活动性反比于液态的粘度η，可以获得很大的过冷，甚至在极慢的冷却速度也可以避开结晶。不稳定的玻璃态加热保温会重新结晶。一般的玻璃不希望出现晶化，但可通过烤制晶化过程获得强度很高的玻璃陶瓷材料。

聚合物凝固或结晶在宏观上与金属结晶相似，都遵守J-M-A动力学方程。金属的简单分子和聚合物复杂的高分子的差异主要反映在动力学快慢上；粘度起重要作用。其组织变化并不比金属结晶复杂。

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第十二章 固态转变

总结

在第10章讨论了转变的热力学和动力学的基本规律，在第11章有讨论了从液态到固态的转变，这一章讨论固态中的转变。固态中的转变种类繁多而复杂，这一章只讨论有代表性的一些转变。

脱溶分解最早在铝合金中得到深入的研究以及广泛的应用。脱溶分解一般都有一定的脱溶贯序，在足够的过饱和下，脱溶过程有完全的贯序：先析出一系列亚稳相然后再析出稳定相。过渡析出物有很强的强化效果，析出强化的过程称时效。合金强化效果的大小受材料的过饱和度（即包括成分、时效温度）及时效时间的影响，时效时间过长过渡析出物消失，出现平衡相，甚至平衡相颗粒聚集长大，强化效果逐渐减弱，这称过时效。在特定条件下，脱溶相以不连续方式析出，即所谓两相式脱溶。不连续脱溶产物在形貌上与共析转变产物相似，但脱溶只产生一个不同于母相的相，另一个相的结构仍和母相相同，只是成分不同。不连续脱溶强化效果有限，是不希望发生的过程。

珠光体转变是一种共析转变，与共晶转变相似。因为相间的片层状的两个相共同生长，片层间距的大小对转变起着两个相反的影响，片层间距越薄，驱动能量消耗在界面能越多，不利于转变；但薄的片层间距使扩散距离短，有利于转变。因而，在一定过冷度下有一个最优化的片层间距，同时，片层间距虽过冷度增加而减小。

块状转变是一种中温转变产物，这种转变优先在晶界形核，并且产物的成分与母相的一样，所以，转变过程不需要长程扩散，只需要界面处原子近程扩散过程，所以转变速度是很快的。

调幅分解以其无需克服形核位垒、上坡扩散、形核时没有鲜明的相界面而区别于绝大多数讨论的一级相变。转变过程成分的连续变化引起的‘梯度能’和应变能，这些能量与经典形核过程时考虑的阻力界面能和应变能有相似之处，受这些能量的影响，使得成分振幅波长有一个临界的波长，只有大于这临界波长的振幅才可能发展称调幅分解，但实际是具有最大的振幅因子的波长才主导地发展为条幅分解。这种连续转变是一级相变还是二级相变常引起我们的迷惑。连续转变一词也使我们容易与其它的如不连续脱溶/连续脱溶以及连续再结晶/不连续再结晶等发生混淆，应该注意区分它们。

马氏体转变的典型特征是无扩散、切变、惯习现象。它与扩散型转变有明显的不同。钢中的马氏体是亚稳相，它的形成需要大的过冷度以用于克服大的应变能。马氏体转变不是无扩散转变的等价词，而只是其中的一种；马氏体也不都是亚稳相，例如在一些有色合金中它可作为平衡稳定相出现。马氏体转变晶体学是这类转变最有特点的一个方面，也是各类转变中，在相变晶体学方面介绍较多的一个。马氏体转变还将形变的滑移和孪生机制引入，它们构成相变机制必不可少的一部分。马氏体转变不仅在金属中存在，在无机非金属材料中也存在，陶瓷ZrO2中的马氏体转变增韧是就是一个例子，另外，马氏体转变在有机化合物中也存在。

从转变角度看，再结晶与大多数相变有共同之处，都是形核-长大过程，有孕育期，相同的动力学方程。另一方面，再结晶的前提是先要有形变，有一定形变储存能。因形变的特殊行为模式，不同类型或不同方式，才造成不同的特定的再结晶形核地点。因此，很难说，将再结晶与形变作为一章讨论合适还是作为结构组织转变的一种。

回复和再结晶都是使有畸变的高能晶体恢复到低能状态的过程。这两个过程的区别在于：前者不涉及高角晶界的迁移，靠过饱和点缺陷消散和线缺陷对消、重排列来降低能量；后者是靠大角度晶界推移消除高能基体来降低能量。所以，回复期间的组织变化主要多边形化及亚晶长大，再结晶期间的组织变化是形核（严格说，核心已在恢复过程准备好了）和核的长大以及晶粒长大。

再结晶形核总在高应变能和高取向梯度的地点，如形变不均匀区、原始晶界、形变产生的新晶界和第二相粒子周围等。再结晶有两个主要形核机制，一是应变诱导晶界迁移SIBM机制，另一是亚晶聚合长大机制。再结晶长大遵守一般的晶界迁移速度式v=Mp，只是此时驱动力p是形变储能。