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相变_图文

发布时间:2019-05-25 20:24 来源:未知 编辑:admin

  相:(物理学) 具有化学组成和物理性质(密度、强度、硬度、 热膨胀系数、介电常数、热容、弹性模量、粘 度、电阻率、热导率、折射率、气孔率、透光 率、晶体结构等)完全相同的宏观物理系统。

  例1:冰、水、水汽 例2:金刚石、石墨 例3:石英、石英玻璃 例4:方石英、鳞石英

  物质的状态: ? 定义:一种物质出现不同的相 ? 种类: ? 固态: ? 液态: ? 气态: ? 等离子态: ? 波色-爱因斯坦凝聚态: ? 费米子凝聚态: ? 其他状态:液晶态、无定形态、磁序状态、超导、超流、里德伯分 子 、夸克-胶子浆 、简并态 、超固态、超玻璃等 ? 不同态是不同的相 ? 同种态下可有多种相

  在热力学变量的参数空间里,其自由能是可被 解析的系统。也就是说在同一相的两个状态可 以互相转变而不引起热力学性能的突变。 ?20度的水与50度的水

  三个定义: ? 相与相之间的转变 ? 母相到新相的变化过程 ? 热力学系统由一相转变为另一相

  固-液-气 之间的相互转变 同素异构之间的转变 有序-无序相变 固溶体的脱溶

  相变过程是从量变到质变的过程,如物质从固态转变为液态的过程中,固态物质不断吸收热量,温 度逐渐升高,这是量变的过程;当温度升高到一定程度,即达到熔点 时,再继续供给热量,固态就 开始向液态转变,这时就发生了质的变化。虽然继续供热,但温度并不升高,而是固液并存,直至 完全熔解

  1 从一种结构到另一种结构 固-液-气 之间的相互转变 同素异构之间的转变 有序-无序相变 2 化学成分的变化 固溶体的脱溶 3 某种物理性质的跃变

  2011年上半年,全 国受灾耕地面积 1.044亿亩。650万 人、396万头大牲畜 因旱饮水困难。

  雨形成的条件 ? 云:聚集在空中的小水滴(0.0001-0.0002mm) ? 小水滴长大,从空中落下形成雨。

  冷云 :在云层中播撒干冰或碘化银 暖云 :在云层中播撒吸湿性粉末——盐 或水 滴

  云水资源丰富,云层较厚(2km), 有过冷水区 -4—-15℃的冷云:当温度低于-12℃时,碘化 银质点的成冰机制主要是凝华作用。当温度在 -12—-5℃时,主要是起先凝结后冻结的作用。 当温度等于-5℃时,起接触核的作用比较明显

  飞机播撒一次成本达几百万元(上海一次470 万) 火箭弹4000元/枚,不含发射架、火箭弹的保 管运输发射及探空气球的发射和数据分析等费 用。 投入产出比普遍都在1∶5以上,比较高的地区 能达到1∶30

  太阳能吸热壁、墙板、百叶窗、天花板、地热系统、 空气热交换器 制成石膏板、相变混凝土等应用于建筑中。 相变温度20-30度

  纺织领域——恒温服 其它:电池保护外套、电脑恒温垫、保温盒、 坐垫、靠背等

  高存取速度:比目前闪存快100倍 非易失性 长寿命1012~1015,目前闪存 NAND3000次 抗辐射 高密度

  相变时,如两相的自由焓(G)或化学势(?)相 等,但化学势的一阶偏导不等,此相变称为一级相 变。 相变时两相化学势相等,一阶偏导也相等,二阶偏 导不等

  有熵和体积的突变,表示有相变潜热的吸收或 释放。 存在温度或压强滞后现象 亚稳相和新相可以同时共存

  无化学势、熵、和体积的变化 ? 比热、压缩率、膨胀系数、热容、等出现突变。 ? 无温度、压强滞后现象,两相不可共存 ?一级相变和二级相变在相图上有何特征

  将原有结构拆散为许多小的单元,然后重新组合并 形成新的结构。 特点:涉及到大量化学键的破坏,需要的能量高 (需克服很高的势垒),在相变发生后,母相和新 相之间没有明确的位相关系,而且原子近邻的拓扑 关系也发生显著变化。

  相变前后不涉及化学键的破坏,只是原子间键长、 键角的调整。 特点:原子位移很小,而且原子是沿一定晶面或晶 向整体地有规律地相对移动,新旧相有一定的晶体 学关系。需要的能量低、速度快。 分类:点阵畸变位移和原子位置调整位移

  混合热不为零,混合熵与理想溶液混和熵相同 的溶液 假定混合热?H混仅有邻近原子间的键能引起 E=PAA?AA +PBB?BB +PAB?AB

  一定成分的合金在一定的温度下由两相组成时,在 自由能-成分坐标图上,此两相合金的自由能与两 个组成相的自由能恒在一条直线上,合金的自由能 可由合金成分点的垂线与该直线的交点确定。

  合金在某一温度下处于两相平衡状态,那么两个平 衡相的相成分可以通过作两个相的自由能-成分曲线 的公切线来确定。公切点对应的成分为平衡时的相 成分

  ① 作?、?自由能曲线作垂线,与公切 线和自由能G?曲线交点 分别为D和B,则BD为 总的相变驱动力。

  ① 过?相吉布斯自由能曲线 上相应母相成分点作切线 ② 作?相和?相吉布斯自由 能曲线的公切线,与?相吉 布斯自由能曲线相交于Q点。 ③ 过Q点作垂线,与?相吉 布斯自由能曲线上相应母相 成分点切线相交于P点 则PQ为相变的初始驱动力。

  只要符合热力学 条件都有可能析 出。 当系统中有亚稳 定相时,相变时 有时会先产生亚 稳定过渡相,然 后过渡相再向稳 定相转化。

  自?相形成?相的驱动力大于 形成稳定相?的驱动力,因 此在该温度下形成亚稳定的 ?相,与?相共存。

  由?相可析出?相,而不 能形成?相,只有当?相 达到一定量后,?相才 有析出的动力。

  两相的吉布斯自由能-成分曲线不相交,表示在该温度 下只有稳定单相存在。在相图中对应单相区; 两相的吉布斯自由能-成分曲线相交,则存在公切线, 两个切点相应的成分表示此温度下两个相的平衡相成 分,在该成分范围内对应相图上的两相区; 两相的吉布斯自由能-成分曲线相交,但只在交点相切, 则切点对应相变点,表示同成分的两相平衡; 在3相存在时,如3条吉布斯自由能-成分曲线依次相 交,存在两条公切线,有两对相平衡,切点对应的成 分表示其平衡相成分。 如3相只存在一条公切线 个平衡相成分,在相图上对应有一条3相共存的水平 线。

  假设?H及?S与温度无关,证明金属在熔点 以上不可能发生凝固。 试由二元系固溶体(?0)吉布斯自由能曲 线说明固溶体中出现成分不均匀在热力学上 是不稳定的。 一个二元合金由?固溶体和?中间相组成,试 由固溶体和中间相吉布斯自由能曲线说明组 成中间相组元间的亲和力越大,与中间相相 邻的固溶体的溶解度越小。

  形核长大理论 :相变时,先形核,然后核长大。 相变速率由形核速率和长大速率决定。 ? 均匀形核和非均匀形核

  均匀形核:晶核在整个体系中均匀地形成。 非均匀形核:核化在异相界面(容器界面、异体物 质、内部气泡等)上进行

  过冷度越大,形核速率越大。在相同的形核功下, 非均匀成核需要较小的过冷度。 夹杂物特性 :界面张力越小,f(?)越小,形核速率 越大。

  同晶或活性夹杂具有低界面张力;难溶的杂物表面有凹孔、 微裂纹,此处原有金属具有低的饱和蒸汽压、高熔点,整 体金属熔化后,此处不熔,作为同晶固相的形核基底。

  不同形态,临界晶核体积不 同,小体积形核容易,形核 率大。 在凹形基底易形核,形核速 率大。

  ?SL+?LG?SG 浸润角=0,液体形核不需要过热。毫无例外 地是在平衡熔点出现

  ? 什么情况下,在裂缝中的 金属固体在熔点时不会熔 化? 夹角相同的两个裂缝,在 凝固时会发生什么现象?

  证明临界晶核的形核功与 临界晶核体积的关系是: 写出临界晶核中原子数目 表达式(面心立方) 熔体结晶时晶核的半径r与 ?G之间的关系如图,现有 不同温度的三条曲线,请 指出哪条温度最高?哪条 温度最低?并说明理由。 (相变过程为放热过程)

  铜的熔点Tm=1083℃,在过冷度△T=272 ℃下,通过均相成核得到晶体铜。计算这温 度下的临界核胚半径及临界核胚的原子数。 (△H=628×107尔格/cm3、γ=177尔格/cm2, 设铜为面心立方晶体,a=3.615A)

  条件:新相尺寸大于临界核胚尺寸 本质:新相界面的移动过程 表征:界面移动的速率 分类:界面控制 和扩散控制

  新相形成时没有成分改变,只要紧邻相界的母相原 子通过界面跃迁就可附着于晶核表面——界面控制 长大 新旧两相成分不同,需溶质原子长程扩散才能到达 界面 ——扩散控制长大

  粗糙界面 :界面 在微观范围是粗 糙的,高低不平, 界面由几个原子 厚的过渡层组成, 在宏观上是平直 的。界面上一半 位置为原子占据, 一半为空位。 ? 光滑界面 :界面保持晶体学光滑表面特性,

  界面为一个原子厚的过渡层,与液相截然 分开。界面上各处晶体学表面取向不同, 宏观上看界面是曲折、锯齿型小平面。

  连续长大 :对粗糙界面,有50%的空位和原 子,每个空位都可接受原子。因为界面是无秩 序的,原子随机到达固体的任何位置,不会破 坏界面平衡。可以连续的进行长大。故称为连 续长大。

  表面形核(二维晶核)长大 :光滑晶体表面 。 大量原子形成一个原子层厚度的二维晶核, (类似于均匀成核),就有可能达到一定尺寸 后稳定并能生长。

  螺旋生长 :如果在光滑界面存在露头的螺位 错,则该界面就成为永不消失的台阶。 长大速度 2 V ? k3 ??T ?

  在纯金属中,凝固是由凝固潜热从固液界面传 导走的速度控制的。因此其长大方式与温度分 布有关。

  平面长大方式 :液体具有正温度梯度(液体中心温度 高)时,固液界面上任何偶然小的凸起,伸入液体, 则其过冷度减小,长大速率就会比其他处低,从而被 周围赶上,,保持平界面推移。 树枝状长大方式 :在液体具有负温度梯度条件下,界 面上的偶然凸起将伸入具有更大过冷度的液体,有利 于晶体长大和凝固潜热散失,从而形成枝晶的一级轴。 由于枝晶的形成,其潜热使邻近液体温度升高,过冷 度降低,因此枝晶只在相邻一定间距的界面上形成, 相互平行分布。一次枝晶处的温度比枝晶间温度高, 使得在一级轴上长出二级轴,如此形成多级分枝。

  在正温度梯度下,宏观以平界面方式推进,界 面的宏观形态有两种:对金属粗糙型微观界面 具有光滑或平直宏观界面;对平整型光滑微观 界面则有曲折的小平面状宏观界面。 在负温度梯度下微观粗糙界面以树枝状方式长 大。光滑微观界面则不明显。

  概念:固相和液相中成分均匀。与平衡相图中 固相和液相线成分相符。 练习:试确定T1、T2、T3温度时,固相和液 相的成分

  概念:由于成分不均匀引起的过冷,称为成分 过冷 原因:不平衡凝固中,液固界面处液相中溶质 原子富集。凝固前沿溶质浓度变化,使平衡凝 固温度相应变化。

  温度梯度大于临界值:不产生成分过冷,形 成稳定的平界面 。 温度梯度小于临界值,但仍比较大,产生小 的成分过冷区:因过冷区窄,不产生侧向分 枝,形成胞状结构(纵截面呈长条形,横截 面为六角形) 温度梯度平缓,过冷区大:形成枝晶。

  定向凝固时保持固液界面平直,液相可充分 混合保持成分均匀,固相中无扩散。求a) 合金的K0和Ke; b) 凝固后金属棒中共晶体 所占比例;c)平衡凝固后共晶体所占比例

  20%B的合金进行定向凝固,凝固速率为 1cm/h,D=2*105cm2/s,要保持固液界面平 直,求液相中温度梯度。 相图中K01一侧的金属能否应用区域熔炼提 纯。为什么?

  概念: ? 在一定温度下由一定成分的液相同时结晶出两 个固相的过程称为共晶转变,产物为两个固相 的机械混合物,称为共晶体或共晶组织。 分类: ? 典型共晶(规则共晶)与非典型共晶(非规则)

  两个相以交替的层状出现, 或量少的相镶嵌在另一相 中(棒状),在凝固过程 中两个相以一个基本上平 直的固液界面同时生长。 又称规则共晶。 (两相的熔化熵都比较低 时,凝固中晶体具有粗糙 界面,易出现规则共晶)

  两相的生长速度不同,一相领先,一相滞后, 两相无协调促进关系。 如金属-非金属共晶,非金属相具有光滑界面, 需要二维形核,要过冷。而金属不需过冷,金 属领先结晶。形态与冷却速率等有关。

  系统总界面能由界面面积和比界面能乘积决定。 当具有较低比界面能时,一相体积比低于 31.8%也可形成层状共晶。如Sn-Zn系8%时也 为层状。

  合金中的一类特殊显微组织 分为两类 ? 一类为某些亚共晶和过共晶,先共晶相很多,另一相不易在先共晶 相上成核。不形成共晶组织。而为固溶体围绕先共晶相结构。 ? 另一类为不平衡结晶。本无共晶成分,但固相线偏离平衡线,使最 终结构中出现共晶组织。

  概念:非共晶成分的合金在非平衡冷却条件下得到100%的共晶组 织。 热力学伪共晶区:两条液相线延长线之间的区域,同时析出α和β。 动力学伪共晶区:结晶速度决定共晶点位置。 ? a:?相结晶速度快,共晶点靠近?相区, ?相优先生长,伪共晶区 偏向?相。 ? b: ?相结晶速度慢,共晶点靠近?相区,则伪共晶区大体对称 ? c:二者中间状态,伪共晶区如图

  Al-Si系的伪共晶区域如图阴影范围所示。那么成分为共晶成分的过冷液 相凝固后的组织形态如何?

  晶粒大小由形核速率和长大速率决定。形核速率起主导作用 1. 冷却速度 ? 冷却速度大,形核率增加,晶粒变细。金属模、冷模、低浇铸 温度和慢浇铸速度得到细晶粒。 2. 变质处理 ? 加入变质剂(形核剂。)变质剂一般是高熔点的金属和化合物 3. 加热温度 ? 过热一方面使夹杂物熔化,降低形核率;另一方面,由于减少 了非均匀成核,液态金属易形成大的过冷度,使形核率增加, 减小晶粒。铸模冷却能力大,液体量不多时,促进过冷是主要 的。一般情况下,过热使晶粒粗化。 4. 振动: ? 振动促进液态金属运动,使枝晶折断脱落,增加晶核数目,细 化。

  单向散热易形成柱状晶;各向散热形成等轴晶 ? 冷却速度 :冷却速度大,易形成发达的枝晶。 金属模、冷模枝晶发达 ? 液体金属过热:过热不易形成等轴晶 ? 夹杂和变质剂:促进中部形核,形成等轴晶 区。

  液体金属过热得到粗而长的柱状晶,加大锭模冷 速发展细而长的柱状晶,锭模预热得到粗大的 等轴晶,添加变质剂发展细小的等轴晶。

  偏析、空洞与气孔 A偏析 ? 宏观偏析:在整个铸锭范围内的成分变化。先结晶的 部分溶质浓度低,后结晶的部分溶质浓度高。难以避 免。影响宏观偏析的因素主要有a凝固及热收缩b枝晶 间液体密度差异c固相与液相间密度差异d液相中由温 度引起的密度差异产生对流。热收缩引起富溶质的液 相在枝晶间反向流动以补偿收缩。其他则是由重力效 应,高密度物质下沉。 ? 微观偏析:a胞状偏析:胞晶内部溶质浓度低,胞界 溶质浓度高b枝晶偏析:先结晶枝干溶质浓度低,后 结晶枝间溶质浓度高。微观偏析可通过均匀化热处理 消除。

  B空洞、气孔 ? 金属凝固时收缩,对窄凝固范围合金,其粥状 区窄,随固体凝固剩余液体水平连续下降,凝 固完成时铸锭含有一个深的空洞。对宽凝固范 围合金,粥状区占据铸锭各个部分。当枝晶间 腔道封闭后,液相收缩无法补充,形成气孔。

  下属三种工艺在厚金属模中铸铝锭,其宏观 组织有何不同。(a)700℃熔化,700℃浇注; (b) 1000℃熔化,1000℃浇注; (c) 1000℃ 熔化,700℃浇注。 获得定向柱状晶铸件的条件和方法 控制铸件组织晶粒大小的方法和原理

  两个晶体在界面 上完全匹配,晶 界两侧的点阵越 过界面是连续的。 ?共格=?化学,界面 能范围一般为 200mJ/m2以下。

  如果界面上的原子间距不一样,但两个点阵中的一 个或两个发生一定畸变后仍能保持共格,成为共格 畸变。析出相为球形使界面能最低。

  ?半共格=?化学+?结构 半共格界面能通常 在200-500mJ/m2。 析出相为圆盘状, 平衡形状多为三 角形片、方形片、 六角形片。

  当两相界面处原子排列差异很大,两相原子间的匹 配关系不再维持。 能量很高,500-1000mJ/m2。析出相为球形,也可 能形成多面体。

  总的弹性能取决于基体和塞入物的形状及弹性性质。 当基体是各向同性,且脱溶物和基体弹性模量相等, 则总的弹性应变能?Gs和脱溶物的形状无关。假定 泊松比?=1/3,则?为基体的切变模量,V是基体中 不受协时空洞的体积。所以共格应变弹性能的大小 正比于脱溶物体积和点阵错配度平方。 若弹性模量不同,则弹性应变能不再与形状无关。 若塞入物是硬的,则球形时应变能最小;若塞入物 是软的,则圆片状时应变能最小。

  定义体积错配度 ?=?V/V V是基体中不受胁的空洞体 积,V-?V是不受胁的包 含物的体积。 ? 对各向同性基体上均匀的 不可压缩的包含物,其弹 性应变能为

  相变阻力大 由于新旧两相体积不同引起体积应变,产生体积应变 能,此外固相界面能比气-液、液-固的界面能大的多。 原子迁移率低 固态中原子键合远比液态中牢固,所以扩散速度比液 态低很多,为液态的十万分之一。扩散系数小说明原 子迁移率低 非均匀成核 在平衡空位、位错、晶粒边界、堆垛层错、夹杂物和 自由表面成核。 低温相变时出现亚稳相

  新相有特定形状和相界面 ? 形状受体积应变和界面的影响,取阻力最小的形状。 应变能为主时,析出物多为碟形或针状。 ? 凡是和母相成一定位相关系的片状析出物都叫作魏 氏组织 6. 存在一定的位向关系和惯习面 ? 为降低界面能,新相与母相通常以低指数的、原子 密度大的、匹配较好的晶面彼此平行,构成确定位 向关系界面。界面为共格或半共格。为维持共格, 新相往往在母相的一定晶面上开始形成,母相中的 这一晶面称为惯习面。 温度越低,上述特点越显著。

  应变能的作用是把转 变的有效驱动力减小 到 ??G ? ?G ? V S

  位错形核 1. 位错可从如下几个方面促进形核 2. 通过降低胚的总的应变能对?G*起作用。错配为负 的共格晶核(其体积比基体小),在刃型位错上方 压应变区形核,反之,错配是正的,在位错下方形 核。 3. 溶质在位错上偏聚,提高了过饱和度及驱动力。 4. 位错的短路扩散,降低了扩散激活能。 5. 在半共格界面中,界面位错降低了界面能。 6. 位错分解形成层错。层错是另一种结构的原子层, 易形成低能界面。 一般而言,形核位置顺序如下: ? 自由表面;晶界或相间边界;堆垛层错;位错;空 位;均匀形核位置。

  对稀溶液,,在同一温度下,扩散速率相同,合 金2的驱动力小,则形核速率低。

  围成晶核的表面,表面能低的晶面长大速度小, 在长大过程中扩展,表面能大的晶面长大速度 大,在长大过程中收缩,以致消失,这个法则 称为wulff 法则。 在一个原点周围作出一个空间表面,使任一晶 面的表面能等于沿此晶面法线方向从原点到所 作空间表面之间的距离。这种表示?的方法称 为?图。

  对?表面上的任一点, 作通过这一点并垂直 于矢径的一个晶面。 平衡形状又所有这一 类晶面包围而成。当? 含有脐点时,平衡形 状是一个多面体,如 面心立方晶体为由 {100}和{111}面组成的 14面体。?各向同性时, 平衡形状是一个球体。

  析出物的厚度增加服从抛物线规律; 长大速度正比于过饱和度; 随时间的增加,增厚速率减慢。

  与温度关系: 低过冷度条件下,过饱 和度低长大速度慢,大 过冷度时,扩散慢,长 大速度也慢。

  扩散组元为置换型溶质原子显著。间隙溶质原子时, 体扩散速率高,短路扩散作用不显著

  吉布斯-汤姆逊定理 将界面的曲率半径和界面附件溶质原子的平衡浓度联 系起

  i增长速度是一个常数,与时间无关; ii只有半径大于临界半径的片状才能长大; iii当r=2r*时,生长速度最快。

  Johnson-Mehl方程 形核随机均匀发生 形核率及生长速率与时间无关 孕育期很小

  Avrami方程 考虑形核速率和 长大速率随 时间变化。, 不同类型相 变,n值不同。

  TTT图(相变量-温度-时 间关系图)。一般冷却 时TTT曲线为C型,又常 称为C曲线。加热相变不 是C型。 一般取开始体积分数 x=0.05,完成x=0.95。

  调幅分解(Spinodal decomposition)或失稳 分解 特点:新相的形成不经形核长大(无形核), 而是通过自发(无势垒)的成分涨落,浓度的 振幅不断增加,自发分离成结构相同而成分不 同的非均匀固溶体。

  当成分落在两个拐点之间时,G’’0, ?G0,分解自发进行。 当成分在拐点之外,平衡相之间时, 为亚稳定区,发生相变时通常是形 核长大方式,两个区域称作成核-生 长亚稳区 当成分在平衡相之外时 ,不发生分 解,单相区

  当G’’0时,R(?)0,随时间的增加成分起伏 变小,对应于单相区或亚稳区。当G’’0时, R(?)0,可以发生调幅分解。

  结构 ? ① 新相和母相晶体结构相同,仅在化学成分上有差异; ? ② 新相选择应变能最低的晶向生长,其组织具有定向 排列的特征,呈现一定的周期性图案。(各向异性材 料),对各向同性材料,则无择优取向,最终组织呈 海绵状。 ? ③择优的方向性易受应力场和磁场影响,可以用来调 整调幅分解的组织。 性能 ? ①力学性能:屈服强度高 ? ②磁性:可提高硬磁性

  调制结构或 两相大小 自发,到 海绵状 分布 处同时 组织 发生 较为 规则 新相互不连 分布杂乱 过冷,缺 接,多 陷等处 为球形, 优先发 数量少, 生,有 孕育期

  ①单相系统:通过大晶粒吞并相邻小晶粒来实现, 其速度受界面处原子穿越晶界的短程扩散控制。 ②脱溶沉淀:I 新相为弥散颗粒时,通过小颗粒的 溶解和大颗粒的长大来实现。II 新相为胞区分解产 物时,通过以晶界为反应前沿类似于胞区分解的方 式

  对无限长纤维,最终变成一列圆 球,球的直径和间距取决于界面 能和扩散系数; l 对短纤维 d ? 7.2,收缩成一个圆球; 对长纤维 l ,圆球一个个依次 ? 7 .2 在端部形成,并与纤维脱开。 d 如果纤维中存在晶界或包围纤维 的基体中存在与纤维相交的一组 平行境界,由于界面扩散的帮助, 纤维将倾向沿这些界面逐步断开, 并逐段缩成球。 纤维组织经上述演变后,将继续 按弥散球形沉淀粗化的方式继续 粗化。

  在钢中,间隙碳扩散活性高,使回火钢中渗碳体粗 化很快。因此常加入偏聚于碳化物的置换式合金元 素,置换式扩散速度要低很多,限制了粗化速度。 加入形成高浓度碳化物的元素,形成更稳定碳化物, B C? ??? 就具有较低的溶解度,因此中温抗蠕变的低合金钢 常含有强碳化合物形成元素。 再如,在高温使用的W和Ni常用ThO2(氧化钍)弥散 分布强化。氧化物一般在金属中不溶解,因此其很 小,使ThO2在高温使稳定。

  在Ni-Cr基合金中,加入Al和Ti的尼莫尼克合金。在富Ni的fcc 基体上析出有序的fcc相 Ni3(TiAl) 和?’相。错配度为 0~0.2%,通过精确控制成分,可使错配度为0。Ni和?’相完 全共格,界面能特别低(10-30mJ/m2),可使合金在高温 仍保持细的组织。其蠕变断裂寿命比错配0.2%的合金高50倍。

  IV 加入合金元素或弥散第二相,产生富集在相界或晶 界的杂质原子,阻碍晶界迁移。如在钢中的VC, TiC, NbC, AlN等可以钉扎在奥氏体晶界,从而限制奥氏体 晶粒长大。

  减少零维障碍物的固溶强化作用。(减少Cr, Si, Mn, W, Mo 等合金元素); 减少一维障碍物----位错:充分退火 减少二维障碍物:使晶界减少,粗化 减少三维障碍物:使第二相质点减少。

  概念 ? ①. 有序结构: 在固溶体中,当一种原子的最近 邻为异类原子时的结构。 ? ②. 有序化:趋于有序结构的过程 ? ③. 超结构(超点阵):有序固溶体

  有序度分为长程有序度与短程有序度。长程有 序度以“错位”原子的百分比来描述。短程有 序度用最临近或次临近配位圈中“错位”原子 的百分比来描述。 P ?P 短程有序(SRO)度定义为: S ?

  完全有序:(假定A原子数目小于或等于B原 子数目)A原子最近邻全为B原子。 完全无序:每个原子的位置都是等价的,点阵 中任一给定位置包含一个A原子的几率等于固 溶体中A原子的分数,包含B原子的几率等于B 原子的分数。

  正确位置:如在合金中有A、B两种组元,有两 种位置?、?,当A占据?位,B占据?位时为正确 位置。

  经有序化后变成长程有序会在X射线衍射图上增加线条。 这些增加的线条称为超结构线。

  长程与短程是相对的。畴的尺寸达到104个原 子,并可在X射线衍射图谱上获得超结构线条 时的有序状态叫做长程有序态。 1 E ? ?E ? E ? 2 的固溶体都有可能有短程有序,但要 获得完全长程有序的结构,则只限于特定的化 学成分比。如AB、AB3。 有序固溶体在成分上类似金属化合物,但它是 一种固溶体,在临界温度以上,转变为完全无 序、结构类型相同的固溶体,而金属化合物在 高温失稳或熔化或转变成其它固相。

  Bragg-Willams长程有序理论: ? 只考虑最近邻原子间作用; ? EAA、EBB、EAB键能不随温度及局部成分变化而变化; ? 没有晶体缺陷; ? L一定时,原子在点阵中分布是任意的; ? 忽略无序化时,晶胞大小及对称性改变的影响; ? 忽略无序化时,晶格振动改变的影响; ? 忽略弹性应变能的作用。

  内能变化 ? 从?位取出一个A,内能变化 ? 从?位取出一个B,内能变化 ? 将B放入?位,内能变化 ? 将A放入?位,内能变化 ? 那么, ? ??

  可变形但不可压缩的流体。性状由容器限定, 在压力影响下,体积(几乎)不变。

  被激发的电离气体达到一定的电离度后,便处 于导电状态。电离气体中每一带电粒子的运动 都会影响到其周围带电粒子,同时也受到其他 带电粒子的约束。由于电离气体内正负电荷数 相等,这种气体状态称为等离子态。

  在一定温度下,有大量玻色子凝聚到最低能量的同一 量子态,其行为就象一个大原子。1924年玻色和爱因 斯坦在理论上预言了BEC 现象。 玻色子:依据玻色-爱因斯坦统计,自旋为整数的基 本粒子。不遵守泡利不相容原理。如光子、?-介子、 希格斯粒子、由偶数个核子组成的原子核和碱金属原 子。 泡利不相容原理:在一个费米子系统中,绝不可能存 在两个或两个以上的电荷、动量和自旋同向等方面完 全相同的费米子。 费米子:依据费米-狄拉克统计,自旋为半整数的粒 子,遵从泡利不相容原理。如:电子、中子、质子

  应当指出,要获得玻色-爱因斯坦凝聚,就必须将单原子气体冷却到 绝对零度之上一百亿分之一摄氏度,这是十分困难的。大约在1990年, 韦曼应用朱棣文等人发展起来的激光冷却和原子阱囚禁技术拟定了一 个在碱原子中实现玻色-爱因斯坦凝聚的实验方案:先在磁光阱中用 激光冷却碱原子,然后再应用射频“蒸发”冷却除掉在磁阱中那些速 度快的原子以达到玻色-爱因斯坦凝聚所必需的低温。美国JILA小组 的康奈尔和韦曼采用上述方案使铷原子系统的温度降低至170nK,并 通过在样品上加上足够快的旋转磁场来避免阱中心原子的丢失,终于 在1995年6月成功地实现了铷原子的玻色-爱因斯坦凝聚。几乎同时, 美国MIT普里特查德(D.E.Pritchard)小组的克特勒用类似的方法实现了 钠原子的玻色-爱因斯坦凝聚。由于他通过聚焦在阱中心的强大激光 束来阻止原子的丢失,得到了包含更多原子数的凝聚物,使得测量这 些凝聚物的性质成为可能。在这三位诺贝尔奖得主所做的开创性实验 之后,又有20多个研究小组获得了玻色-爱因斯坦凝聚物。但是,在 这个研究领域,这三位诺贝尔奖得主所在的研究小组始终保持着他们 的领先地位。 研究玻色-爱因斯坦凝聚不仅有重要的科学意义,而且在芯片技术、 精密测量和纳米技术等领域也有非常广泛的应用前景。以芯片技术为 例,目前的芯片都是利用普通光线的激光来完成集成电路的光刻,而 普通光线的波长是有限度的,所以集成电路的密度已经接近极限。如 果利用碱金属原子稀薄气体的“玻色-爱因斯坦凝聚”来完成集成电 路的光刻,将会大大提高集成电路的密度,从而大大提高电脑芯片的 运算速度。

  和玻色-爱因斯坦凝聚态相似,但由费米子组 成。根据泡利不兼容原理,不同费米子不能占 据同一量子态,但费米子可以配对成为具有玻 色子性质的合成“粒子”,从而占据同一量子 态。

  分子的一个价电子被激发到远离分子中心的轨 道上,并围绕整个分子中心运动,这种高激发 电子态叫做分子的里德伯态,处于这种高激发 电子态的分子叫做里德伯分子 。 2009年,美国俄克拉荷马大学物理系和天文学 系的科学家领导的研究小组发现了巨大的里 德伯分子 ,发表在《自然》杂志上。

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