材料科学基础-第4章_ppt课件

第四章 I 纯晶体的凝固凝固的热力学条件驱动力过冷度凝固过程形核长大均匀形核非均匀形核形核功临界半径形核率热力学条件微观机制凝固动力学动力学方程凝固后的组织晶粒尺寸4.1 纯金属的凝固4.1.1 液态金属1. 长程无序与晶体不同，液态金属（液态无机物）内部原子排列不呈现 程有序结构2. 结构起伏 原子的排列在不断地变化；3. 结构的表征方法4. 径向分布函数5. 径向分布函数的测量 X射线分析 6. 推断配位数 原子间距4. 结构模型准晶模型 Banker 模型非晶模型 Bernal模型4.1 纯金属的凝固4.1.1 液态金属液态的自由焓： GL=HL-TSL固态的自由焓： GS=HS-TSs4.1 纯金属的凝固4.2.2 凝固（结晶）的热力学条件1. 单元系的自由焓3. 热力学条件的数学推导：GV GS GL=(HS HL) T(SS SL) =H TS在接近 Tm的温度（ TTm)下， H、 S可以认为是常数，如果要 G0, 即必须有过冷度。4.1 纯金属的凝固4.2.2 凝固（结晶）的热力学条件凝固过程： 形核 长大4.1 纯金属的凝固4.2.3 形核l 均匀形核：液相内各处同时形核，且单位体积内形成的晶核数相同l 非均匀形核：借助于模壁、杂质、自由表面等处 形核实际的形核过程都是非均匀形核 4.1 纯金属的凝固4.2.3 形核形核均匀形核非均匀形核1、 均匀形核1） 形核功和临界晶核T r*时 , r增大， G减小，晶核稳定长大 晶胚的生长分成两个阶段：rr*时，晶胚进一步长大时，系统能量降低称 r*为临界半径， G*为形核功 .计算 r*和 G*:则 4r2GV+8r=0可见： GV 越大， r* 越小T 越大， r* 越小4.1 纯金属的凝固4.2.3 形核物理意义：形核功为总表面能的 1/3，靠能量起伏提供。 *思考题：另外 2/3靠什么提供？4.1 纯金属的凝固4.2.3 形核以 r*代入 G表达式中可见： T越 大， G*越小 A*=4r*2 临界晶核的表面积引入一个物理量： N形核率（ 单位时间、单位体积内形成的晶核数） 4.1 纯金属的凝固4.2.3 形核2) 形核率 nucleation rate当晶胚达到临界 r*，有两种可能的趋势：继续长大 重溶消失临界晶胚增加一个原子，成为稳定长大的晶核；临界晶胚失去一个原子，则重溶消失。N=KI1I2形核率和两个因子有关：I2 表征的是原子可动性因素 T， I2；I1 表征的是驱动力因素 T， I1。4.1 纯金属的凝固4.2.3 形核一般情况下，在可达到的 T的范围内， T， T, N。 对于流动性好的液体，形核率与过冷度之间的关系如图所示。在一定的过冷度下，形核率随过冷度的上升而增加，达到一定的过冷度时形核率猛增，这个过冷度称之为有效过冷度 T*。未达图中的峰值结晶完毕。T* 0.15 0.25Tm，I的最大值在 T 0.2Tm左右。均匀形核所的过冷度很大，对铜的均匀形核计算表明：每个晶核内有 692个原子，说明均匀形核在实际上是很困难的。 4.1 纯金属的凝固4.2.3 形核2、非均匀形核1）形核功和临界尺寸晶核形成后系统的能量变化： G=VGV+GS设晶胚为球冠，Gs LAL+wAw-LwALw （ 晶核， L 液相， w 杂质）4.1 纯金属的凝固4.2.3 形核根据初等几何：ALw=Aw=R2=r2(1-cos2)AL 2r2（ 1 cos）又： Lw=Lcos+w, 代入 Gs表达式可得：Gs=r2L（ 2 3cos cos3）代入 G=VGV+GS Gs LAL+wAw-LwALw4.1 纯金属的凝固4.2.3 形核下面求 r*、 G*，（前面加负号是因为 GV0TK 动态过冷度 ， 液固相界面上的过冷度 。4.1 纯金属的凝固4.2.4 长大l .1）微观平滑界面 宏观上看是由小台阶组成（小平面状），从微观上看液固界线分明，无过渡层 .4.1 纯金属的凝固4.2.4 长大长大过程的快慢和界面的形貌取决于界面结构从微观的角度分