晶粒长大动力
晶粒长大
晶粒长大晶粒长大的驱动力是晶界能的下降,即长大前后的界面能差值。
一、晶粒的正常长大1.定义：指晶体中有许多晶粒获得长大条件，晶粒的长大是连续地，均匀地进行，晶粒长大过程中晶粒的尺寸是比较均匀的，晶粒平均尺寸的增大也是连续的。
2.晶粒长大的方式（1）弯曲的晶界总是趋向于平直化，即向曲率中心移动以减少界面积，同时，大角度晶界的迁移率总是大于小角度晶界的迁移率。
当晶界为三维空间的任意曲面时，作用在单位界面上的力P为：P：晶界迁移的驱动力：晶界单位面积的界面能R1、R2：曲面的两个主曲率半径如果空间曲面为球面时，R1=R2 ，即：晶界迁移的驱动力与其曲率半径R成反比，与界面能成正比。
（2）晶界总是向角度较锐的晶粒方向移动，力图使三个夹角都等于120度。
，当界面张力平衡时：因为大角度晶界TA=TB=TC，而A+B+C=360度∴A=B=C=120度在二维坐标中，晶界边数少于6的晶粒，其晶界向外凸出，必然逐渐缩小，甚至消失，而边数大于6的晶粒，晶界向内凹进，逐渐长大，当晶粒的边数为6时，处于稳定状态。
在三维坐标中，晶粒长大最后稳定的形状是正十四面体。
3．影响晶粒长大（即晶界迁移率）的因素（1）温度温度越高，晶粒长大速度越快，晶粒越粗大G：晶界迁移速度G0：常数QG：晶界迁移的激活能（2）第二相晶粒长大的极限半径K：常数r：第二相质点半径f：第二相的体积分数∴第二相质点的数量越多，颗粒越小，则阻碍晶粒长大的能力越强。
设第二相颗粒为球形，对晶界的阻力为F，与驱动力平衡（1）α角只取决于第二相颗粒与晶粒间的表面张力，可看作恒定值，现将（1）式对φ求极大值，令，可得：（2）假设在单位面积的晶界面上有NS个第二相颗粒，其半径都为r，则总阻力（3）设单位体积中有NV个质点，其体积分数为f（4）（5）取单位晶界面积两侧厚度皆为r的正方体，所有中心位于这个1×1×2r体积内半径为r的第二相颗粒，都将与这部分晶界交截，单位面积晶界将与1×1×2r×NV个晶粒交截。
影响晶粒正常长大的因素课件
材料组织设计的新思路和新方法的发展
材料组织设计新思路
研究晶粒长大现象，可以发现新的组织设计思路和方法，以获得更加优异的材 料性能。例如，通过控制晶粒形状、大小和分布，可以设计出具有更高强度和 韧性的合金材料。
新方法的发展
研究晶粒长大机制和规律，可以推动和发展新的材料制备方法和工艺技术，以 获得更加精细、高性能的材料组织结构。例如，通过采用先进的合金设计和制 备技术，可以制造出具有纳米级晶粒结构的合金材料。
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晶界能
晶界两侧的晶体结构不同，导致界面两侧的 原子间距不同，从而产生界面能。
曲率效应
曲率半径越小，界面能越高，晶粒长大越容 易。
晶体结构的变化
晶胞体积增大
随着晶粒长大，晶胞的体积逐渐增大，导致晶体内部原子间的距 离增加。
原子排列有序性增加
在晶粒长大过程中，原子逐渐按照一定的规律排列，形成更加有序 的晶体结构。
晶粒长大过程中的组织演变
晶粒定义
晶粒是指晶体材料内部结构单元 的集合，是晶体材料的基本结构
单元。
晶粒长大过程
在结晶过程中，晶核形成后，原 子逐渐向周围扩散，使晶核逐渐
长大，直到形成完整的晶体。
组织演变
随着晶粒的长大，材料内部的晶 界、相界等组织结构也在不断演 变，晶粒形状和分布也在发生变
化，进而影响材料的性能。
温度与压力的控制
总结词
温度和压力是晶粒长大过程的重要控制因素。
详细描述
温度和压力可以影响晶粒的形核和长大速率。 在高温和高压条件下，晶粒容易长大，而在 低温低压条件下，晶粒难以长大。因此，在 生产过程中，可以通过控制温度和压力来控
制晶粒的尺寸。
溶质浓度的控制
高纯无氧铜的晶界迁移行为及其晶粒长大机制
高纯无氧铜的晶界迁移行为及其晶粒长大机制高纯无氧铜的晶界迁移行为及其晶粒生长机制1. 引言高纯无氧铜是一种重要的工程材料，具有良好的导电性和热导性。
在制造电子设备、电力传输系统和化学工艺装备等领域具有广泛的应用。
高纯无氧铜的性能主要由其晶界迁移行为和晶粒生长机制决定。
本文旨在探讨高纯无氧铜的晶界迁移行为及其晶粒生长机制。
2. 高纯无氧铜的晶界迁移行为晶界迁移是指晶界位置在固态材料中发生改变的过程。
高纯无氧铜中，晶界迁移由两个主要因素驱动：体动力学效应和力学应力。
体动力学效应是指晶界迁移是由于原子在固态材料中的扩散运动，主要受温度和时间的影响。
力学应力是指晶界迁移是由于外部应力的作用，如热循环等。
晶界迁移过程中，晶界位置的变化使得晶粒的形状和尺寸发生改变。
3. 高纯无氧铜的晶粒生长机制晶粒生长是指晶体中的晶粒逐渐增长并形成较大晶粒的过程。
在高纯无氧铜中，晶粒生长的主要机制有两种：晶界扩散和气液固相变。
晶界扩散是指晶界附近的原子扩散，使得晶界迁移速率增加并促进晶粒生长。
气液固相变是指在高纯无氧铜中气体的溶解和析出，从而引发晶界迁移和晶粒生长。
4. 高纯无氧铜晶界迁移行为的研究方法为了研究高纯无氧铜的晶界迁移行为，研究者使用了多种实验方法和理论模型。
实验方法包括金相显微镜观察、原子力显微镜观察、电子背散射衍射等。
这些实验方法可以直接观察晶界的迁移过程和晶粒的生长过程。
理论模型主要是基于晶界迁移的动力学模型，如弥散选择模型和非饱和模型。
5. 高纯无氧铜晶粒生长机制的研究方法高纯无氧铜晶粒生长机制的研究主要使用了相场模型和分子动力学模拟。
相场模型是通过数学模拟晶粒长大的过程，可以研究晶粒的形状和尺寸变化。
分子动力学模拟是通过计算原子之间的相互作用力和位移，模拟晶粒生长的过程。
这些模拟方法可以预测晶粒长大的趋势和速率。
6. 结论通过对高纯无氧铜晶界迁移行为及其晶粒生长机制的研究，我们可以更好地理解并控制高纯无氧铜的性能。
2.4奥氏体晶粒长大
由于晶界向前移动，如 图中所示，晶界从原位 置位移到新位置，则造 成晶界的弯曲、变长， 增加了相界面面积为S， 晶界能发生变化，故界 面能升高为Sσ。 这是一个非自发过程， 所以，晶界受到了一定 的移动阻力，使移动趋 于困难。
晶界弯曲Байду номын сангаас几何证明如下：
在晶界与微粒的交点处，三个界面处于 平衡状态时，则有：
5.2化学成分的影响
钢中的碳含量增加时，碳原子在奥氏体中的扩 散速度及铁的自扩散速度均增加。故奥氏体晶 粒长大倾向变大。在不含有过剩碳化物的情况 下，奥氏体晶粒容易长大。 钢中含有特殊碳化物、氮化物形成元素时，如 Ti、V、Al、Nb等，形成熔点高、稳定性强、 不易聚集长大的碳化物、氮化物，颗粒细小， 弥散分布，阻碍晶粒长大。合金元素W、Mo、 Cr的碳化物较易溶解，但也有阻碍晶粒长大的 作用。Mn、P元素有增大奥氏体晶粒长大的作 用。
2.4奥氏体晶粒长大及控制
1、奥氏体晶粒长大现象
加热温度、时间对0.48%C,0.82%Mn钢奥氏体晶粒大小的影响
18Cr2Ni4WA钢的奥氏体晶粒的长大 (a)950℃，（b）1000℃，（c）1100℃，（d） 1200℃
图4-19奥氏体晶粒直径与加热温度的关系
1－不含铝的C-Mn钢 2－含Nb-N钢
2.奥氏体晶粒长大动力学
分为三个阶段： 加速长大期， 急剧长大期 减速期。
奥氏体晶粒长大动力学 曲线
3、奥氏体晶粒长大机理
已经证明：
奥氏体晶粒的正常长 大速度：
4、硬相微粒对奥氏体晶界的扎钉作用
用铝脱氧的钢及含有Nb、V、Ti等元素的钢， 钢中存在 AlN 、 NbC 、 VC 、 TiC 等微粒，这些 析出相硬度很高，难以变形，存在于晶界上时， 阻止奥氏体晶界移动，对晶界起了扎钉作用， 在一定温度范围内保持奥氏体晶粒细小。 如果在奥氏体晶界上有一个硬相微粒，设为 球形，半径为r，如图4－19所示。
晶体生长原理
晶体生长原理晶体生长是指晶体在适当条件下从溶液或气相中吸收物质并逐渐增大的过程。
晶体生长是固体物理学和化学中的一个重要研究领域，对于材料科学、地质学、生物学等领域都具有重要意义。
晶体生长的原理涉及到热力学、动力学、表面化学等多个方面的知识，在实际应用中也有着广泛的应用价值。
晶体生长的原理可以归纳为以下几个方面：1. 原子或分子的扩散。
晶体生长的第一步是溶液或气相中的原子或分子通过扩散运动到达晶体表面。
这一过程受到温度、浓度梯度、表面形貌等多种因素的影响。
原子或分子在溶液或气相中的扩散速率决定了晶体生长的速度和形貌。
2. 晶体表面的吸附和解吸。
当原子或分子到达晶体表面时，它们会发生吸附和解吸的过程。
吸附是指原子或分子附着在晶体表面，解吸则是指原子或分子从晶体表面脱离。
吸附和解吸的平衡状态决定了晶体表面的活性，进而影响晶体生长的速率和形貌。
3. 晶体生长的动力学过程。
晶体生长的动力学过程包括原子或分子在晶体表面的扩散、吸附、解吸等过程，以及晶体内部的结构调整和排列。
这一过程受到温度、浓度、界面能等因素的影响，对晶体生长的速率和形貌起着决定性作用。
4. 晶体生长的形貌控制。
晶体生长的形貌受到晶体生长条件和晶体本身特性的影响。
在实际应用中，通过调控溶液或气相中的成分、温度、pH值等条件，可以实现对晶体生长形貌的控制，获得特定形状和尺寸的晶体。
总的来说，晶体生长是一个复杂的过程，受到多种因素的影响。
在实际应用中，通过深入研究晶体生长的原理，可以实现对晶体生长过程的控制，获得具有特定形貌和性能的晶体材料，为材料科学和其他领域的发展提供重要支持。
同时，对晶体生长原理的深入理解也有助于揭示自然界中晶体的形成和演化规律，对地质学、生物学等领域的研究具有重要意义。
说明液固转变、回复、再结晶、晶粒长大、扩散的驱动力和可能需要的工艺条件。
说明液固转变、回复、再结晶、晶粒长大、扩散的驱动力和可能
需要的工艺条件。
液固转变的驱动力是过冷度，即实际结晶温度与理论结晶温度之差。
需要的工艺条件包括控制冷却速率和温度。
回复的驱动力是变形储存能，即在变形过程中存储在材料内部的能量。
需要的工艺条件包括加热到一定温度并保持一定时间。
再结晶的驱动力也是变形储存能。
需要的工艺条件包括加热到一定温度以上，使晶粒重新形成并长大。
晶粒长大的驱动力是界面能，即晶粒边界处的能量。
需要的工艺条件包括在一定温度下保温，使晶粒逐渐长大。
扩散的驱动力是化学势梯度，即物质在不同区域的浓度差异。
需要的工艺条件包括提供足够的能量使原子或分子能够克服扩散激活能并在材料中移动。
这些过程的具体工艺条件会根据材料的类型、变形程度、温度和时间等因素而有所不同。
4-晶粒长大
§ 4晶粒长大晶粒长大的驱动力是晶界能的下降，即长大前后的界面能差值。
一、晶粒的正常长大1.定义：指晶体中有许多晶粒获得长大条件，晶粒的长大是连续地，均匀地进行，晶粒长大过程中晶粒的尺寸是比较均匀的，晶粒平均尺寸的增大也是连续的。
2.晶粒长大的方式(1)弯曲的晶界总是趋向于平直化，即向曲率中心移动以减少界面积，同时，大角度晶界的迁移率总是大于小角度晶界的迁移率。
当晶界为三维空间的任意曲面时，作用在单位界面上的力P:晶界迁移的驱动力疗：晶界单位面积的界面能R1、R2:曲面的两个主曲率半径如果空间曲面为球面时，R1=R2，即:晶界迁移的驱动力与其曲率半径P为:R成反比，与界面能成正比。
(2)晶界总是向角度较锐的晶粒方向移动, 力图使三个夹角都等于120度。
® A闘爲鼻商世率中心若向于平J化在三维坐标中，晶粒长大最后稳定的形状是正十四面体。
3 .影响晶粒长大(即晶界迁移率)的因素(1)温度 温度越高，晶粒长大速度越快，晶粒越粗大RT}G:晶界迁移速度G0:常数QG 晶界迁移的激活能(2) 第二相晶粒长大的极限半径K :常数 r :第二相质点半径 f ：第二相的体积分数当界面张力平衡时: 因为大角度晶界 在二维坐标中，晶界边数少于数大于6的晶粒，晶界 向内凹进，逐渐长大，当晶粒的边数为TA=TB=TC 而 A+B+C=360度 /• A=B=C=120度6的晶粒，其晶界向外凸出，必然逐渐缩小，甚至消失，而边6时，处于稳定状态。
1■兀■兀Sin B sm C7，• •第二相质点的数量越多，颗粒越小，则阻碍晶粒长大的能力越强。
设第二相颗粒为球形，对晶界的阻力为 F ,与驱动力平衡F = Z TT cos(^-<7-cospO°-/J)6C0妙—妙 (1) a 角只取决于第二相颗粒与晶粒间的表面张力，可看作恒定值，现将（ 竺0令却 ，可得： 盂+ （2）F 住=叫TP （1 + COE 氐） （3） 设单位体积中有NV 个质点，其体积分数为f4=一曲3 (5)的正方体，所有中心位于这个 1 X 1 X 2r 体积内半径为r 的第二相颗分晶界交截，单位面积晶界将与1 X 1X 2r X NV 个晶粒交截。
第四节再结晶后的晶粒长大
4r
3
随φ增大、r减小，Dmin减小。
Fe-3%Si合金中的MnS 粒子限制了晶粒长大
Fe-3%Si合金在800 ℃时的晶粒长大
利用分散相粒子阻碍高温下晶粒长大的实例
钢中加入少量的Al、Ti、V、Nb等元素，可形 成适当体积分数（数量）和尺寸的AlN、TiN、 VC、NbC等分散相微粒，能有效阻碍高温下钢 的晶粒长大，使钢在焊接或热处理后仍具有较 细小的晶粒，保证良好的力学性能。
纯金属及单相合金中， 大角度晶界的晶界能为常数， 即：
T1=T2=T3，则θ1=θ2=θ3 =120 °
二维晶粒为六边 形，晶界角均为 120°时，晶界为直 线，处于稳定形状。 在继续加热时，每个 晶粒都不易长大或缩 小。
在平衡条件(退 火状态)下，单相合金 金相试样中观察到三 叉晶界，确实接近 120°角。
三个(或三个以上)晶界交会处的界面角的变 化是：趋向于使作用在各晶界的表面张力在交 会点达到互相平衡的状态。
3、晶粒的稳定形状：
二维晶粒的稳定形状：
三晶界交会处各晶界角均等于120°，晶界为直线状。 三个晶粒1、2、3共同相遇于一点，达到平衡状态时， 其界面张力(晶界能) T1、T2、T3与界面角θ1、θ2、θ3 之间 应满足：
分散相粒子对晶界移动的约束力与晶界能所 提供驱动力相等时，正常晶粒长大停止。
此时的晶粒平均直径 为极限平均晶粒直径。
若分散相粒子为球状，半径为r，体积分数
为φ，比晶界能为γb，则晶界与粒子交截时，单 位面积晶界上各粒子对晶界移动所施加的总约束
力为：
F mix
3 2
b
r
极限平均晶粒尺寸：
Dm i n
二维晶粒的稳定形状
如果二维晶粒不是六 边形，为了使晶粒各顶 角形成120°的夹角：
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1、晶粒长大的原因
2、晶粒长大的驱动力
3、影响晶粒长大的其他因素
4、晶粒长大的一些视频
1、晶粒长大的原因
奥氏体晶粒大小是不均匀的。 在理想状态的晶界应当是如左 图所示：晶粒呈六边形，晶界 成直线，三条晶界相交于一点 并且互成120度角，在二维平 面上每一个晶粒均有六个相邻 的晶粒。但是在实际上，由于 奥氏体晶粒大小不均匀就造成 了，某些直径小于平均直径的 晶粒周围的晶粒数可能小于六， 相反直径大于平均直径的晶粒 周围的晶粒数可能大于六。
2 F R
式中， 为单位面积晶界界面能（比界面能）；R为晶界曲率半径。由 上式可知，若比界面能愈大，晶粒尺度愈小，则奥氏体晶粒长大的驱动 力F就愈大，即晶粒长大的倾向性就愈大，晶界愈容易迁移
3、影响晶粒长大的其他因素----参杂
DT试验钢在不同温度下保温相同时间（60min）后油淬其晶粒金相 组织如下图所示 可看出，在800摄氏度到 1050摄氏度保温60min后 油淬得到的晶粒较细（用 G表示晶粒度），都在 G=5级以上，基本满足超 高强度钢的 强韧化性晶 粒尺寸的要求。当温度上 升到1100摄氏度时晶粒度 级别就达不到要求了。
A刚形成时均很细小，且不均匀， 界面能越高，界面越不稳定，在一 定条件下，必然自发地向减小晶界 面积、降低界面能的方向发展。所 以小晶粒合并成大晶粒，弯曲晶界 变成平直晶界是一种自发过程。
长大方式：互相吞并、晶界推移而 实现的。
A
2、晶粒长大的驱动力
奥氏体晶粒的驱动力F与晶粒大小和界面能在不同温度保温60min后奥氏体晶粒尺寸和晶粒度
上表：DT300钢在不同温度保温60min后奥氏体晶粒尺寸和晶粒度